WO2022259837A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Definitions
- the present invention relates to a high-strength steel sheet with excellent tensile strength and delayed fracture resistance and a method for manufacturing the same.
- the high-strength steel sheet of the present invention can be suitably used as structural members such as automobile parts.
- frame parts such as bumpers of automobiles are required to have excellent impact absorption at the time of collision, so it is preferable to use a steel plate having excellent YR, which correlates with impact absorption.
- delayed fracture means that when a molded part is placed in an environment where hydrogen penetrates, hydrogen penetrates into the steel sheet that composes the part, reducing the interatomic bonding force and causing local deformation. This is a phenomenon in which microcracks are generated as a result, and breakage occurs as the microcracks propagate. High-strength steel sheets used in automobiles are required to have a wide appropriate clearance range against delayed fracture.
- Patent Document 1 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent bending workability, and a method for manufacturing the same.
- the technique described in Patent Literature 1 does not consider YR and the proper clearance range for delayed fracture.
- none of the steel sheets described in Patent Document 1 achieves YR ⁇ 85%.
- Patent Document 2 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more and excellent resistance to delayed fracture at sheared edges, and a method for manufacturing the same.
- the technique described in Patent Literature 2 does not consider the appropriate clearance range for delayed fracture.
- Patent Document 3 provides a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1100 MPa or more and excellent YR, surface properties and weldability, and a method for manufacturing the same.
- the technique described in Patent Literature 3 does not consider the appropriate clearance range for delayed fracture.
- the present invention was developed in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a TS of 1320 MPa or more, a YR of 85% or more, and an excellent appropriate clearance range for delayed fracture, and a method for producing the same. .
- a TS of 1320 MPa or more can be realized by making the tempered martensite content 85% or more.
- Retained austenite is less than 5%
- KAM(S)/KAM(C) is less than 1.00
- Hv(Q)-Hv(S) is 8 or more, so that 85% or more YR can be realized.
- KAM(S)/KAM(C) is set to less than 1.00 and Hv(Q)-Hv(S) to be 8 or more, an excellent appropriate clearance range against delayed fracture can be realized.
- the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist and configuration of the present invention are as follows. [1] % by mass, C: 0.15% or more and 0.45% or less, Si: 0.10% or more and 2.00% or less, Mn: 0.5% or more and 3.5% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.010% or more and 1.000% or less, N: 0.0100% or less, H: 0.0020% or less, a component composition with the balance being Fe and unavoidable impurities; Tempered martensite has an area fraction of 85% or more, Retained austenite is less than 5% by volume, The total area fraction of ferrite and bainitic ferrite is 10% or less, A high-strength steel sheet having a structure that satisfies the following formulas (1) and (2).
- KAM(S) is the KAM (Kernel Average Misorientation) value of the surface layer of the steel sheet
- KAM(C) is the KAM value of the center of the steel sheet.
- Hv(Q) indicates the hardness of the 1/4 portion of the plate thickness
- Hv(S) indicates the hardness of the surface layer of the steel plate.
- a component composition in mass%, Ti: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Nb: 0.100% or less, Cu: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, V: 0.100% or less, Mo: 0.500% or less, Ni: 0.50% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, As: 0.100% or less, Ta: 0.100% or less, Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, REM: The high-strength steel sheet according to [1], containing one or more elements selected from 0.0200% or less.
- [3] The high-strength steel sheet according to [1] or [2], which has a plating layer on the surface of the steel sheet.
- [4] A method for producing a high-strength steel sheet according to [1] or [2] above, Cold-rolled steel sheets produced by subjecting steel slabs to hot rolling, pickling and cold rolling, The temperature T1 is 850° C. or higher and 1000° C. or lower, After annealing under the condition that the holding time t1 at T1 is 10 seconds or more and 1000 seconds or less, Cool to 100° C. or less, Starting processing within an elapsed time t2 of 1000 seconds or less after reaching 100° C., The processing has a starting temperature T2 of 80° C.
- the temperature T3 is 100° C. or higher and 400° C. or lower, Tempering under the condition that the holding time t3 at T3 is 1.0 seconds or more and 1000.0 seconds or less, A method for producing a high-strength steel sheet, wherein the cooling rate ⁇ 1 from T3 to 80°C is 100°C/sec or less.
- strain is applied by processing in two or more steps, and processing is performed under the condition that the total equivalent plastic strain of each processing is 0.10% or more.
- the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a TS of 1320 MPa or more, a YR of 85% or more, and an excellent appropriate clearance range against delayed fracture. Further, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to automobile structural members, for example, it is possible to improve fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body. Therefore, the industrial utility value is extremely large.
- C 0.15% or more and 0.45% or less C is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects TS. If the C content is less than 0.15%, it becomes difficult to achieve a TS of 1320 MPa or more. Therefore, the C content should be 0.15% or more.
- the C content is preferably 0.16% or more.
- the C content is more preferably 0.17% or more.
- the C content is more preferably 0.18% or more.
- the C content is most preferably 0.19% or more.
- the C content is preferably 0.40% or less.
- the C content is more preferably 0.35% or less.
- the C content is more preferably 0.30% or less.
- the C content is most preferably 0.26% or less.
- Si 0.10% or more and 2.00% or less Si is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects TS and retained austenite. If the Si content is less than 0.10%, it becomes difficult to achieve a TS of 1320 MPa or more. Therefore, the Si content should be 0.10% or more.
- the Si content is preferably 0.15% or more.
- the Si content is more preferably 0.20% or more.
- the Si content is more preferably 0.30% or more.
- the Si content is most preferably 0.40% or more.
- the Si content should be 2.00% or less.
- the Si content is preferably 1.80% or less.
- the Si content is more preferably 1.60% or less.
- the Si content is more preferably 1.50% or less.
- the Si content is most preferably 1.20% or less.
- Mn 0.5% or more and 3.5% or less Mn is one of the important basic components of steel, and particularly in the present invention, it is an important element that affects the ferrite fraction and the bainite fraction. If the Mn content is less than 0.5%, the ferrite fraction and bainite fraction increase, making it difficult to achieve a TS of 1320 MPa or more and a YR of 85% or more. Become. Therefore, the Mn content should be 0.5% or more.
- the Mn content is preferably 0.7% or more.
- the Mn content is more preferably 1.0% or more.
- the Mn content is more preferably 1.1% or more.
- the Mn content is most preferably 1.5% or more.
- the Mn content should be 3.5% or less.
- the Mn content is preferably 3.3% or less.
- the Mn content is more preferably 3.1% or less.
- the Mn content is more preferably 3.0% or less.
- the Mn content is most preferably 2.8% or less.
- the P content should be 0.100% or less.
- the P content is preferably 0.080% or less.
- the P content is more preferably 0.060% or less.
- the lower limit of the P content is not particularly limited, it is preferably 0.001% or more due to production technology restrictions.
- the S content should be 0.0200% or less.
- the S content is preferably 0.0100% or less.
- the S content is more preferably 0.0050% or less.
- the lower limit of the S content is not particularly limited, it is preferably 0.0001% or more due to production technology restrictions.
- Al 0.010% or more and 1.000% or less
- the Al content must be 0.010% or more. Therefore, the Al content should be 0.010% or more.
- the Al content is preferably 0.012% or more.
- Al content is more preferably 0.015% or more.
- the Al content is more preferably 0.020% or more.
- the Al content should be 1.000% or less.
- the Al content is preferably 0.500% or less.
- Al content is more preferably 0.100% or less.
- the N content should be 0.0100% or less.
- the N content is preferably 0.0080% or less.
- the N content is more preferably 0.0070% or less.
- the N content is more preferably 0.0060% or less.
- the N content is most preferably 0.0050% or less.
- the lower limit of the N content is not particularly limited, it is preferably 0.0010% or more due to production technology restrictions.
- the H content should be 0.0020% or less.
- the H content is preferably 0.0015% or less.
- the H content is more preferably 0.0010% or less.
- the lower limit of the H content is not particularly limited, it may be 0% because the smaller the H content, the better the appropriate clearance range against delayed fracture.
- the high-strength steel sheet of the present invention further has, in mass%, Ti: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Nb: 0.100% or less, Cu: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, V: 0.100% or less, Mo: 0.500% or less Ni: 0.50% or less Sb: 0.200% or less Sn: 0.200% or less As: 0.100% or less Ta: 0.100% or less Ca: 0.100% or less 0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, REM: It is preferable to contain one or more elements selected from 0.0200% or less.
- Ti 0.100% or less
- the Ti content is preferably 0.075% or less.
- the Ti content is more preferably 0.050% or less.
- the Ti content is more preferably less than 0.050%.
- the inclusion of Ti increases the strength of the steel sheet, making it easier to achieve a TS of 1320 MPa or more.
- the Ti content is preferably 0.001% or more.
- the Ti content is more preferably 0.005% or more.
- the Ti content is more preferably 0.010% or more.
- B 0.0100% or less
- the B content is preferably 0.0080% or less.
- the B content is more preferably 0.0050% or less.
- the inclusion of B increases the strength of the steel sheet, making it easier to achieve a TS of 1320 MPa or more.
- the B content is preferably 0.0001% or more.
- the B content is more preferably 0.0002% or more.
- Nb 0.100% or less
- the Nb content is preferably 0.090% or less.
- the Nb content is more preferably 0.050% or less.
- the Nb content is more preferably 0.030% or less.
- the inclusion of Nb increases the strength of the steel sheet, making it easier to achieve a TS of 1320 MPa or higher.
- the Nb content is preferably 0.001% or more.
- the Nb content is more preferably 0.002% or more.
- the Cu content is set to 1.00% or less.
- the Cu content is preferably 0.50% or less.
- containing Cu suppresses penetration of hydrogen into the steel sheet and improves the appropriate clearance range for delayed fracture. In order to obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more.
- the Cu content is preferably 0.03% or more.
- Cu content is more preferably 0.10% or more.
- Cr 1.00% or less
- the Cr content is preferably 0.70% or less.
- the Cr content is more preferably 0.50% or less.
- Cr not only plays a role as a solid-solution strengthening element, but also stabilizes austenite and suppresses formation of ferrite in the cooling process during continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet.
- the Cr content is preferably 0.01% or more.
- the Cr content is more preferably 0.02% or more.
- V 0.100% or less
- V content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are formed, and the ultimate deformability of the steel is reduced. Clearance range is reduced. Therefore, when V is added, its content should be 0.100% or less. Preferably, it is 0.060% or less.
- V increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the V content is preferably 0.001% or more. The V content is more preferably 0.005% or more. The V content is more preferably 0.010% or more.
- Mo 0.500% or less
- the Mo content is preferably 0.450% or less.
- Mo content is more preferably 0.400% or less.
- Mo not only plays a role as a solid-solution strengthening element, but also stabilizes austenite and suppresses the formation of ferrite in the cooling process during continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet.
- the Mo content is preferably 0.010% or more.
- Mo content is more preferably 0.020% or more.
- Ni 0.50% or less
- the Ni content is preferably 0.45% or less.
- the Ni content is more preferably 0.30% or less.
- Ni stabilizes austenite and suppresses the formation of ferrite in the cooling process during continuous annealing, thereby increasing the strength of the steel sheet.
- the Ni content is preferably 0.01% or more.
- the Ni content is more preferably 0.02% or more.
- Sb 0.200% or less
- the Sb content is preferably 0.100% or less.
- the Sb content is more preferably 0.050% or less.
- Sb suppresses the formation of surface layer softening and increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the Sb content is preferably 0.001% or more.
- the Sb content is more preferably 0.005% or more.
- Sn 0.200% or less
- the Sn content is preferably 0.100% or less.
- the Sn content is more preferably 0.050% or less.
- Sn suppresses the formation of surface layer softening and increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the Sn content is preferably 0.001% or more.
- the Sn content is more preferably 0.005% or more.
- As 0.100% or less
- As content is preferably 0.060% or less.
- the As content is more preferably 0.010% or less.
- the As content is more preferably 0.005% or more.
- Ta 0.100% or less
- the Ta content is preferably 0.050% or less.
- the Ta content is more preferably 0.010% or less.
- Ta increases the strength of the steel sheet. In order to obtain such effects, the Ta content is preferably 0.001% or more. Ta content is more preferably 0.005% or more.
- Ca 0.0200% or less
- the Ca content is preferably 0.0100% or less.
- Ca is an element used for deoxidation, and is an element effective in making sulfides spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the appropriate clearance range for delayed fracture. In order to obtain such effects, the content of Ca is preferably 0.0001% or more.
- Mg 0.0200% or less
- Mg is an element used for deoxidation, and is an element effective in making the shape of sulfides spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the proper clearance range for delayed fracture.
- the content of Mg is preferably 0.0001% or more.
- Zn 0.020% or less
- Co 0.020% or less
- Zr 0.020% or less
- the contents of Zn, Co and Zr each exceed 0.020%, large amounts of coarse precipitates and inclusions are produced. Since it forms in the steel and lowers the ultimate deformability of the steel, the appropriate clearance range for hole expansion deformation decreases. Therefore, when Zn, Co and Zr are added, their contents should be 0.020% or less.
- Zn, Co and Zr are all effective elements for making inclusions spherical, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the appropriate clearance range for delayed fracture. In order to obtain such effects, the contents of Zn, Co and Zr are each preferably 0.0001% or more.
- REM 0.0200% or less
- the content of REM is preferably 0.0001% or more.
- the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities. If the content of the above optional components is less than the lower limit, the effect of the present invention is not impaired. Therefore, if the content of these optional elements is less than the lower limit, these optional elements are included as unavoidable impurities.
- Tempered martensite 85% or more in terms of area fraction
- this is an extremely important invention constituent feature.
- martensite As the main phase, it is possible to achieve a TS of 1320 MPa or more.
- the area fraction of tempered martensite must be 85% or more. Therefore, the area fraction of tempered martensite is set to 85% or more.
- the area fraction of tempered martensite is preferably 90% or more.
- the area fraction of tempered martensite is more preferably 92% or more. More preferably, it is 95% or more.
- the upper limit is not particularly limited, but the area fraction of tempered martensite may be 100%.
- tempered martensite is a structure in which the inside of the structure has fine irregularities and which has carbide inside. The tempered martensite can be determined from the average of these values.
- Retained austenite less than 5% in volume fraction
- this is a very important invention constituent feature.
- the volume fraction of retained austenite is 5% or more, it becomes difficult to achieve a YR of 85% or more.
- the cause of the decrease in YR is that an increase in retained austenite causes a decrease in YS due to deformation-induced transformation of retained austenite. Therefore, retained austenite should be less than 5%. It is preferably 4% or less.
- the lower limit of the retained austenite is not particularly limited, the retained austenite is preferably as low as possible, and may be 0%.
- the method for measuring retained austenite is as follows.
- Retained austenite is obtained by polishing a steel plate from 1/4 part of the plate thickness to a surface of 0.1 mm, and then chemically polishing the surface to 0.1 mm.
- Total of ferrite and bainitic ferrite 10% or less in terms of area fraction
- the method for measuring the sum of ferrite and bainitic ferrite is as follows. After polishing the L cross section of the steel plate, 3 vol. % nital, and 1/4 part of the plate thickness (position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) is observed in 10 fields of view at a magnification of 2000 using SEM. In the above tissue images, ferrite and bainitic ferrite are recessed structures with a flat interior. The sum of ferrite and bainitic ferrite can be obtained from the average of those values.
- KAM(S) is the KAM (Kernel Average Misorientation) value of the surface layer of the steel sheet
- KAM(C) is the KAM value of the center of the steel sheet.
- the steel plate surface layer portion is a position moved 100 ⁇ m from the steel plate surface toward the plate thickness central portion side.
- the central portion of the steel plate is the position of 1/2 of the plate thickness.
- KAM(S)/KAM(C) should be less than 1.00.
- the lower limit of KAM(S)/KAM(C) is not particularly limited, it is preferably 0.80 or more due to production technology restrictions.
- the method for measuring the KAM value is as follows. First, a test piece for structure observation was taken from the cold-rolled steel sheet. Next, the sampled test piece was polished by colloidal silica vibration polishing so that the cross section in the rolling direction (L cross section) was the observation surface. The observation surface was a mirror surface. Electron backscatter diffraction (EBSD) measurements were then performed to obtain local crystallographic orientation data. At this time, the SEM magnification was 3000 times, the step size was 0.05 ⁇ m, the measurement area was 20 ⁇ m square, and the WD was 15 mm. Analysis software: OIM Analysis 7 was used to analyze the obtained local orientation data. The analysis was performed for each of 10 fields of view for the target plate thickness, and the average value was used.
- EBSD Electron backscatter diffraction
- Hv(Q)-Hv(S) ⁇ 8 Hv(Q) is the hardness of 1/4 part of the plate thickness
- Hv(S) is the hardness of the surface layer of the steel plate.
- the steel plate surface layer portion is a position moved 100 ⁇ m from the steel plate surface toward the plate thickness central portion side.
- Hv(Q)-Hv(S) should be 8 or more.
- Hv(Q)-Hv(S) is not particularly limited, it is preferably 30 or less due to production technology restrictions.
- the preferred ranges of Hv(Q) and Hv(S) are 400-600 and 400-600, respectively.
- the method for measuring hardness is as follows. First, a test piece for structure observation was taken from the cold-rolled steel sheet. Next, the sampled test piece was polished so that the cross section in the rolling direction (L cross section) was the observation surface. The observation surface was a mirror surface. Then, the hardness was determined using a Vickers tester with a load of 1 kg. The hardness was measured at 10 points at intervals of 20 ⁇ m with respect to the target plate thickness, and the average value of the 8 points was used, excluding the maximum hardness and the minimum hardness.
- the method of melting the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable.
- Steel slabs are preferably produced by continuous casting to prevent macro-segregation.
- the slab heating temperature, slab soaking holding time and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited.
- Methods for hot rolling steel slabs include a method of rolling after heating the slab, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, and a method of subjecting the slab after continuous casting to heat treatment for a short period of time before rolling. etc.
- the slab heating temperature, slab soaking holding time, finish rolling temperature and coiling temperature in hot rolling are not particularly limited, but the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher.
- the slab heating temperature is preferably 1300° C. or less.
- the slab soaking holding time is preferably 30 minutes or longer.
- the slab soaking holding time is preferably 250 minutes or less.
- the finish rolling temperature is preferably the Ar 3 transformation point or higher.
- the winding temperature is preferably 350° C. or higher.
- the winding temperature is preferably 650°C or lower.
- the hot-rolled steel sheet manufactured in this way is pickled. Since pickling can remove oxides from the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatability and plating quality in the final high-strength steel sheet. Also, the pickling may be performed once, or may be divided into a plurality of times. Further, the hot-rolled pickling-treated sheet may be cold-rolled, or the cold-rolled sheet may be heat-treated and then cold-rolled.
- the rolling reduction in cold rolling and the sheet thickness after rolling are not particularly limited, the rolling reduction in cold rolling is preferably 30% or more.
- the rolling reduction in cold rolling is preferably 80% or less.
- the number of rolling passes and the rolling reduction of each pass are not particularly limited, and the effects of the present invention can be obtained.
- the cold-rolled steel sheet obtained as described above is annealed. Annealing conditions are as follows.
- Annealing temperature T1 850° C. or higher and 1000° C. or lower
- this is an extremely important invention constituent feature.
- the annealing temperature T1 is set to 850° C. or higher.
- T1 is preferably 860° C. or higher.
- T1 is more preferably 870° C. or higher.
- the annealing temperature T1 is set to 1000° C. or lower.
- Annealing temperature T1 is preferably 970° C. or lower.
- T1 is more preferably 950° C. or less.
- Holding time t1 at annealing temperature T1 10 seconds or more and 1000 seconds or less This is an extremely important invention constituent feature in the present invention.
- the holding time t1 at the annealing temperature T1 is set to 10 seconds or longer.
- the holding time t1 at the annealing temperature T1 is preferably 30 seconds or more.
- t1 is more preferably 45 seconds or longer.
- t1 is more preferably 60 seconds or longer.
- the holding time t1 at the annealing temperature T1 is set to 1000 seconds or less.
- the holding time t1 at the annealing temperature T1 is preferably 800 seconds or less.
- t1 is more preferably 500 seconds or less.
- Cooling down to 100°C or lower after annealing In the cooling process down to 100°C or lower, austenite is transformed into martensite. In order to obtain 85% or more martensite, it is necessary to cool to 100°C or less after annealing. Therefore, it cools to 100 degrees C or less after annealing.
- the lower limit of the cooling completion temperature is not particularly limited, it is preferably 0° C. or higher due to production technology restrictions.
- Elapsed time t2 from the time the temperature reaches 100° C. to the start of processing 1000 seconds or less
- the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of working exceeds 1000 seconds, aging of the martensite structure progresses, and the amount of strain introduced into the steel sheet surface layer and the steel sheet center due to working changes.
- KAM(S)/KAM(C) becomes 1.00 or more, and the proper clearance range for YR and delayed fracture decreases. Therefore, the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of processing is set to 1000 seconds or less.
- the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of processing is preferably 900 seconds or less. t2 is more preferably 800 seconds or less.
- the lower limit of the elapsed time t2 from the time when the temperature reaches 100° C. to the start of processing is not particularly limited, it is preferably 5 seconds or more due to production technology restrictions. As a result of investigation by the inventor, it was found that the elapsed time from the time when the temperature reaches 100° C. to the end of working does not affect the amount of strain introduced into the steel sheet surface layer portion and the steel plate center portion due to working.
- Processing start temperature T2 is 80° C. or less This is an extremely important invention constituent feature in the present invention.
- the working start temperature T2 exceeds 80 ° C., the steel plate is soft, so the amount of strain introduced into the steel plate surface layer and the steel plate center due to working changes, and KAM (S) / KAM (C) is 1.00 or more.
- the processing start temperature T2 is set to 80° C. or lower.
- the processing start temperature T2 is preferably 60° C. or lower.
- T2 is more preferably 50° C. or less.
- the lower limit of the processing start temperature T2 is not particularly limited, it is preferably 0° C. or higher due to restrictions on production technology.
- Equivalent plastic strain 0.10% or more and 5.00% or less In the present invention, this is an extremely important invention constituent feature. If the equivalent plastic strain is less than 0.10%, the working amount is insufficient, KAM(S)/KAM(C) is 1.00 or more, and the appropriate clearance range for YR and delayed fracture is lowered. Therefore, the equivalent plastic strain should be 0.10% or more.
- the plastic equivalent strain is preferably 0.15% or more.
- the plastic equivalent strain is more preferably 0.20% or more. When the equivalent plastic strain exceeds 5.00%, the effect of processing becomes equal at the steel plate surface and the steel plate center, and KAM (S) / KAM (C) is 1.00 or more, and the appropriate clearance range for YR and delayed fracture decreases.
- the equivalent plastic strain should be 5.00% or less.
- the equivalent plastic strain is preferably 4.00% or less.
- the equivalent plastic strain is more preferably 2.00% or less.
- the equivalent plastic strain is more preferably 1.00% or less.
- strain is imparted by working twice or more in the working process before tempering, and the total equivalent plastic strain of each working is 0.10% or more.
- the equivalent plastic strain in the first processing is less than 0.10%, if the total equivalent plastic strain becomes 0.10% or more in the second and subsequent processing, KAM (S) / KAM (C) It becomes less than 1.00, and the appropriate clearance range for YR and delayed fracture is improved. Therefore, in the working process before tempering, the strain may be imparted by working twice or more, and the total equivalent plastic strain of each working should be 0.10% or more.
- the time from the time when the temperature reaches 100° C. to the time when the second and subsequent processing is started is not particularly limited. This is because the mobility of dislocations in martensite decreases due to the first working.
- the representative processing methods for the above processing include temper rolling and a tension leveler.
- the equivalent plastic strain in temper rolling is the elongation rate of the steel sheet, and can be obtained from the change in length of the steel sheet before and after working.
- the method of calculating the equivalent plastic strain of the steel sheet during leveling was calculated by the method of Reference 1 below. The following data inputs were used in the calculations, and the work hardening behavior of the material was assumed to be linear hardening elastoplastic, ignoring Bausinger hardening and tension reduction due to bend loss. Misaka's formula was used as the processing curvature formula.
- Tempering temperature T3 100° C. or higher and 400° C. or lower In the present invention, this is an extremely important invention constituent feature.
- the tempering temperature T3 is set to 100° C. or higher.
- Tempering temperature T3 is preferably 150° C. or higher.
- T3 is more preferably 170° C. or higher.
- T3 is more preferably 200° C. or higher.
- the tempering temperature T3 is set to 400° C. or lower.
- Tempering temperature T3 is preferably 350° C. or lower.
- T3 is more preferably 300° C. or less.
- T3 is more preferably 280° C. or less.
- Holding time t3 at tempering temperature T3 1.0 seconds or more and 1000.0 seconds or less This is an extremely important invention constituent feature in the present invention.
- the holding time t3 at the tempering temperature T3 is set to 1.0 seconds or longer.
- the holding time t3 at the tempering temperature T3 is preferably 5.0 seconds or longer.
- t3 is more preferably 50.0 seconds or more.
- t3 is more preferably 100.0 seconds or more.
- the holding time t3 at the tempering temperature T3 is set to 1000.0 seconds or less.
- the holding time t3 at the tempering temperature T3 is preferably 800.0 seconds or less.
- t3 is more preferably 600.0 seconds or less.
- t3 is more preferably 500.0 seconds or less.
- Cooling rate ⁇ 1 from tempering temperature T3 to 80° C. 100° C./sec or less This is an extremely important constituent feature of the present invention.
- the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80° C. exceeds 100° C./sec, the diffusion distance of carbon is short, so the hardness of the steel plate surface and the steel plate interior becomes small, and Hv(Q) ⁇ Hv(S) becomes It becomes less than 8, and the proper clearance range for YR and delayed fracture is lowered. Therefore, the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80°C is set to 100°C/sec or less.
- the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80°C is preferably 50°C/sec or less.
- the lower limit of the cooling rate ⁇ 1 from the tempering temperature T3 to 80° C. is not particularly limited, it is preferably set to 10° C./second or more due to production technology restrictions.
- Cooling below 80°C does not need to be specified, and may be cooled to the desired temperature by any method. It should be noted that the desired temperature is desirably about room temperature.
- the above high-strength steel sheet may be worked again under the condition that the equivalent plastic strain amount is 0.10% or more and 5.00% or less. Further, the processing to achieve the target equivalent plastic strain amount may be performed at once, or may be performed in several steps.
- the high-strength steel sheet may be plated during or after annealing.
- the term "during annealing” means from the end of holding t1 at the annealing temperature T1 to the completion of cooling to room temperature after the end of holding t3 at the tempering temperature T3. After annealing means after cooling to room temperature is completed.
- Examples of the plating treatment during annealing include hot-dip galvanizing treatment during cooling to 100° C. or less after holding at the annealing temperature T1, and treatment in which alloying is performed after hot-dip galvanizing.
- plating treatment after annealing for example, Zn—Ni electro-alloy plating treatment after cooling to room temperature after finishing t3 holding at tempering temperature T3, or pure Zn electroplating treatment after cooling to room temperature is exemplified.
- a plating layer may be formed by electroplating, or hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be applied.
- zinc plating was mainly described, but the type of plating metal such as Zn plating and Al plating is not particularly limited.
- Other manufacturing method conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as the above-mentioned annealing, hot-dip galvanizing, galvanizing treatment, etc. Line). After hot-dip galvanization, wiping is possible in order to adjust the basis weight of the plating.
- the conditions of plating etc. other than the above-mentioned conditions can be based on the usual method of hot-dip galvanization.
- processing may be performed again under the condition that the equivalent plastic strain amount is 0.10% or more and 5.00 or less. Further, the processing to achieve the target equivalent plastic strain amount may be performed at once, or may be performed in several steps.
- Example No. Tests 77, 82, 85, 88, and 91 were discontinued due to slab fracture during the casting process.
- the tensile properties and delayed fracture resistance properties were evaluated according to the following test methods.
- KAM value The KAM value of the surface layer of the steel sheet and the KAM value of the center of the steel sheet were obtained according to the method described above.
- the appropriate clearance range for delayed fracture was obtained by the following method.
- a test piece of 16 mm ⁇ 75 mm was prepared by shearing with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction. The rake angle during shearing was uniform at 0°, and the shearing clearance was changed to 5, 10, 15, 20, 25, 30, and 35%.
- Four-point bending was performed according to ASTM (G39-99), and a stress of 1000 MPa was applied to the bending vertex.
- the stress-applied test piece was immersed in hydrochloric acid of pH 3 at 25° C. for 100 hours.
- a shear clearance range of less than 10% where cracking does not occur is evaluated as “ ⁇ ”, a range of 10% or more and less than 15% is evaluated as “ ⁇ ”, and a shear clearance range where cracking does not occur is 15% or more is evaluated as “ ⁇ ”.
- a specimen having a shear clearance range of 10% or more in which cracking does not occur was judged to have an excellent appropriate clearance range for delayed fracture.
- the examples of the present invention have a TS of 1320 MPa or more, a YR of 85% or more, and an excellent clearance range for delayed fracture.
- the comparative examples are inferior in one or more of TS, YR, and appropriate clearance range for delayed fracture.
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Abstract
Description
(1)焼戻マルテンサイトを85%以上とすることで、1320MPa以上のTSを実現できる。
(2)残留オーステナイトを5%未満とし、KAM(S)/KAM(C)を1.00未満とし、かつ、Hv(Q)- Hv(S)を8以上とすることで、85%以上のYRを実現できる。
(3)KAM(S)/KAM(C)を1.00未満とし、かつ、Hv(Q)- Hv(S)を8以上とすることで、優れた遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を実現できる。
[1]質量%で、
C:0.15%以上、0.45%以下、
Si:0.10%以上、2.00%以下、
Mn:0.5%以上、3.5%以下、
P:0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上、1.000%以下、
N:0.0100%以下、
H:0.0020%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、
焼戻マルテンサイトが面積分率で85%以上、
残留オーステナイトが体積分率で5%未満、
フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で10%以下、
以下の(1)および(2)で規定する式を満たす組織を有する高強度鋼板。
KAM(S)/KAM(C) < 1.00 ・・・・・(1)
ここで、KAM(S)は鋼板表層部のKAM(Kernel Average Misorientation)値、KAM(C)は鋼板中心部のKAM値を示す。
Hv(Q)- Hv(S) ≧ 8 ・・・・・(2)
ここで、Hv(Q)は板厚1/4部の硬度、Hv(S)は鋼板表層部の硬度を示す。
[2]成分組成として、さらに、質量%で、
Ti:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Nb:0.100%以下、
Cu:1.00%以下、
Cr:1.00%以下、
V:0.100%以下、
Mo:0.500%以下、
Ni:0.50%以下、
Sb:0.200%以下、
Sn:0.200%以下、
As:0.100%以下、
Ta:0.100%以下、
Ca:0.0200%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下、
REM:0.0200%以下のうちから選ばれる1種または2種以上の元素を含有する[1]に記載の高強度鋼板。
[3]鋼板表面にめっき層を有する[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]前記[1]または[2]に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延鋼板を、
温度T1が850℃以上1000℃以下であり、
前記T1での保持時間t1が10秒以上1000秒以下である条件で焼鈍した後、
100℃以下まで冷却し、
100℃となった時点から経過時間t2が1000秒以下のうちに加工を開始し、
前記加工は開始温度T2が80℃以下であり、
相当塑性歪が0.10%以上5.00%以下である条件で加工を施した後、
温度T3が100℃以上400℃以下であり、
前記T3での保持時間t3が1.0秒以上1000.0秒以下である条件で焼戻し、
前記T3から80℃までの冷却速度θ1が100℃/秒以下である条件で冷却する高強度鋼板の製造方法。
[5]前記焼戻前の加工工程にて2回以上に分けて加工による歪付与を実施し、各加工の前記相当塑性歪の合計が0.10%以上である条件で加工が施される[4]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[6]焼鈍中または焼鈍後に、めっき処理を施す[4]または[5]に記載の高強度鋼板の製造方法。
Cは、鋼の重要な基本成分の1つであり、特に本発明では、TSに影響する重要な元素である。Cの含有量が0.15%未満では、1320MPa以上のTSを実現することが困難になる。したがって、C含有量は0.15%以上とする。C含有量は、好ましくは0.16%以上である。C含有量は、より好ましくは0.17%以上である。C含有量は、さらに好ましくは0.18%以上である。C含有量は、もっとも好ましくは0.19%以上である。一方、Cの含有量が0.45%を超えると、鋼の極限変形能を低下し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、C含有量は、0.45%以下とする。C含有量は、好ましくは0.40%以下である。C含有量は、より好ましくは0.35%以下である。C含有量は、さらに好ましくは0.30%以下である。C含有量は、もっとも好ましくは0.26%以下である。
Siは、鋼の重要な基本成分の1つであり、特に本発明では、TSおよび残留オーステナイトに影響する重要な元素である。Siの含有量が0.10%未満では、1320MPa以上のTSを実現することが困難になる。したがって、Si含有量は0.10%以上とする。Si含有量は、好ましくは0.15%以上である。Si含有量は、より好ましくは0.20%以上である。Si含有量は、さらに好ましくは0.30%以上である。Si含有量は、もっとも好ましくは0.40%以上である。一方、Siの含有量が2.00%を超えると、残留オーステナイトが過度に増加し、85%以上のYRを実現することが困難になる。したがって、Si含有量は、2.00%以下とする。Si含有量は、好ましくは1.80%以下である。Si含有量は、より好ましくは1.60%以下である。Si含有量は、さらに好ましくは1.50%以下である。Si含有量は、もっとも好ましくは1.20%以下である。
Mnは、鋼の重要な基本成分の1つであり、特に本発明では、フェライト分率およびベイナイト分率に影響する重要な元素である。Mnの含有量が0.5%未満では、フェライト分率およびベイナイト分率が増加し、1320MPa以上のTSを実現することが困難になり、かつ、85%以上のYRを実現することが困難になる。したがって、Mn含有量は0.5%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.7%以上である。Mn含有量は、より好ましくは1.0%以上である。Mn含有量は、さらに好ましくは1.1%以上である。Mn含有量は、もっとも好ましくは1.5%以上である。一方、Mnの含有量が3.5%を超えると、Mnのマクロ偏析が生じ、鋼の極限変形能を低下させることから、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Mn含有量は、3.5%以下とする。Mn含有量は、好ましくは3.3%以下である。Mn含有量は、より好ましくは3.1%以下である。Mn含有量は、さらに好ましくは3.0%以下である。Mn含有量は、もっとも好ましくは2.8%以下である。
Pの含有量が0.100%を超えると、粒界にPが偏析して鋼板を脆化させるため、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、P含有量は、0.100%以下とする。P含有量は、好ましくは0.080%以下である。P含有量は、より好ましくは0.060%以下である。なお、Pの含有量の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、0.001%以上が好ましい。
S含有量が0.0200%を超えると、硫化物として存在し鋼の極限変形能を低下させることから、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、S含有量は0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0100%以下である。S含有量は、より好ましくは0.0050%以下である。なお、Sの含有量の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から0.0001%以上が好ましい。
Alを含有することで、鋼板の強度が上昇し、1320MPa以上のTSを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Al含有量を0.010%以上とする必要がある。したがって、Al含有量は0.010%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.012%以上である。Al含有量はより好ましくは0.015%以上である。Al含有量は、さらに好ましくは0.020%以上である。一方、Al含有量が1.000%を超えると、フェライト分率およびベイナイト分率が増加し、1320MPa以上のTSを実現することが困難になり、かつ、85%以上のYRを実現することが困難になる。したがって、Al含有量は、1.000%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.500%以下である。Al含有量はより好ましくは0.100%以下である。
N含有量が0.0100%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0080%以下である。N含有量は、より好ましくは0.0070%以下である。N含有量は、さらに好ましくは0.0060%以下である。N含有量は、もっとも好ましくは0.0050%以下である。なお、Nの含有量の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から0.0010%以上が好ましい。
H含有量が0.0020%以下を超えると、鋼の極限変形能を低下し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、H含有量は0.0020%以下とする。H含有量は、好ましくは0.0015%以下である。H含有量は、より好ましくは0.0010%以下である。なお、Hの含有量の下限は特に限定しないが、H含有量が少ないほど遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲も向上するため、0%であってもよい。
Ti:0.100%以下、B:0.0100%以下、Nb:0.100%以下、Cu:1.00%以下、Cr:1.00%以下、V:0.100%以下、Mo:0.500%以下、Ni:0.50%以下、Sb:0.200%以下、Sn:0.200%以下、As:0.100%以下、Ta:0.100%以下、Ca:0.0200%以下、Mg:0.0200%以下、Zn:0.020%以下、Co:0.020%以下、Zr:0.020%以下、
REM:0.0200%以下のうちから選ばれる1種または2種以上の元素が含有されることが好ましい。
Tiの含有量が0.100%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Tiを添加する場合、その含有量は0.100%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.075%以下である。Ti含有量は、より好ましくは0.050%以下である。Ti含有量は、さらに好ましくは0.050%未満である。一方、Tiを含有することで、鋼板の強度が上昇し、1320MPa以上のTSを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Ti含有量は0.001%以上が好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.005%以上である。Ti含有量は、さらに好ましくは0.010%以上である。
Bの含有量が0.0100%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Bを添加する場合、その含有量は0.0100%以下とする。B含有量は、好ましくは0.0080%以下である。B含有量は、より好ましくは0.0050%以下である。一方、Bを含有することで、鋼板の強度が上昇し、1320MPa以上のTSを実現することが容易になる。この効果を得るためには、B含有量は0.0001%以上であることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0002%以上である。
Nbの含有量が0.100%を超えると、粗鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Nbを添加する場合、その含有量は0.100%以下とする。Nb含有量は、好ましくは0.090%以下である。Nb含有量は、より好ましくは0.050%以下である。Nb含有量は、さらに好ましくは0.030%以下である。一方、Nbを含有することで、鋼板の強度が上昇し、1320MPa以上のTSを実現することが容易になる。この効果を得るためには、Nb含有量を0.001%以上とすることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.002%以上である。
Cuの含有量が1.00%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。したがって、Cuを添加する場合、Cu含有量は、1.00%以下とする。Cu含有量は、好ましくは0.50%以下である。一方、Cuを含有することで、鋼板への水素侵入を抑制し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が改善される。この効果を得るためには、Cu含有量は0.01%以上であることが好ましい。Cu含有量は、好ましくは0.03%以上である。Cu含有量は、より好ましくは0.10%以上である。
Crの含有量が1.00%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Crを添加する場合、その含有量は1.00%以下とする。Cr含有量は、好ましくは0.70%以下である。Cr含有量は、より好ましくは0.50%以下である。一方、Crは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Cr含有量は0.01%以上であることが好ましい。Cr含有量は、より好ましくは0.02%以上である。
Vの含有量がそれぞれ0.100%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Vを添加する場合、その含有量は0.100%以下とする。好ましくは0.060%以下である。一方、Vは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、V含有量は、0.001%以上であることが好ましい。V含有量は、より好ましくは0.005%以上である。V含有量は、さらに好ましくは0.010%以上である。
Moの含有量が0.500%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Moを添加する場合、その含有量は0.500%以下とする。Mo含有量は、好ましくは0.450%以下である。Mo含有量は、より好ましくは0.400%以下である。一方、Moは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Mo含有量は0.010%以上であることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.020%以上である。
Niの含有量が0.50%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Niを添加する場合、その含有量は0.50%以下とする。Ni含有量は、好ましくは0.45%以下である。Ni含有量は、より好ましくは0.30%以下である。一方、Niは、連続焼鈍時の冷却過程で、オーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ni含有量は0.01%以上であることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは0.02%以上である。
Sbの含有量が0.200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Sbを添加する場合、その含有量は0.200%以下とする。Sb含有量は、好ましくは0.100%以下である。Sb含有量は、より好ましくは0.050%以下である。一方、Sbは、表層軟化の形成を抑制し、鋼板強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Sb含有量は、0.001%以上であることが好ましい。Sb含有量は、より好ましくは0.005%以上である。
Snの含有量が0.200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Snを添加する場合、その含有量は0.200%以下とする。Sn含有量が、好ましくは0.100%以下である。Sn含有量が、より好ましくは0.050%以下である。一方、Snは、表層軟化の形成を抑制し、鋼板強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Sn含有量は、0.001%以上であることが好ましい。Sn含有量が、より好ましくは0.005%以上である。
Asの含有量がそれぞれ0.100%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Asを添加する場合、その含有量は0.100%以下とする。As含有量は、好ましくは0.060%以下である。As含有量は、より好ましくは0.010%以下である。Asは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Asの含有量は、0.001%以上であることが好ましい。As含有量は、より好ましくは0.005%以上である。
Taの含有量が0.100%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Taを添加する場合、その含有量は0.100%以下とする。Ta含有量は、好ましくは0.050%以下である。Ta含有量は、より好ましくは0.010%以下である。一方、Taは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ta含有量は、0.001%以上であることが好ましい。Ta含有量は、より好ましくは0.005%以上である。
Caの含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Caを添加する場合、その含有量は0.0200%以下とする。Ca含有量は0.0100%以下が好ましい。一方、Caは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Caの含有量は、0.0001%以上であることが好ましい。
Mgの含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Mgを添加する場合、その含有量は0.0200%以下とする。一方、Mgは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Mgの含有量は、0.0001%以上であることが好ましい。
Zn、CoおよびZrの含有量がそれぞれ0.020%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、Zn、CoおよびZrを添加する場合、その含有量はそれぞれ0.020%以下とする。一方、Zn、CoおよびZrは、いずれも介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、Zn、CoおよびZrの含有量は、それぞれ0.0001%以上であることが好ましい。
REMの含有量が0.0200%を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させることから、穴広げ変形に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、REMを添加する場合、その含有量は0.0200%以下とする。一方、REMは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るためには、REMの含有量は、0.0001%以上であることが好ましい。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。マルテンサイトを主相とすることで、1320MPa以上のTSを実現することが可能となる。こうした効果を得るためには、焼戻マルテンサイトを面積分率で85%以上とする必要がある。したがって、焼戻マルテンサイトが面積分率で85%以上とする。焼戻マルテンサイトが面積分率で、好ましくは90%以上である。焼戻マルテンサイトが面積分率で、より好ましくは92%以上である。さらに好ましくは95%以上である。一方、上限は特に限定しないが、焼戻マルテンサイトが面積分率で100%であって良い。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。残留オーステナイトが体積分率で5%以上の場合、85%以上のYRを実現することが困難になる。YRの低下の原因は、残留オーステナイトの増加により残留オーステナイトの加工誘起変態によるYS低下が起きるためである。したがって、残留オーステナイトは5%未満とする。好ましくは4%以下とする。なお、残留オーステナイトの下限は特に限定しないが、残留オーステナイトは低いほど好ましく、0%であって良い。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が10%を超えると、1320MPa以上のTSを実現することが困難になり、かつ、85%以上のYRを実現することが困難になる。YRの低下の原因は、フェライトおよびベイニティックフェライトは軟質な組織であるため、早期に降伏が起きるためである。したがって、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計は10%以下とする。好ましくは8%以下とする。より好ましくは5%以下とする。なお、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の下限は特に限定しないが、これらは少ない方が好ましく、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計の下限は0%であって良い。
KAM(S)/KAM(C)<1.00
KAM(S)は鋼板表層部のKAM(Kernel Average Misorientation)値、KAM(C)は鋼板中心部のKAM値
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層部とは、鋼板表面から板厚中心部側に100μm移動した位置である。鋼板中心部とは板厚1/2部の位置である。発明者の調査の結果、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲の改善には表層部から内部にかけて転位分布状態を変化させ、KAM(S)/KAM(C)を1.00未満とすることが有効と確認された。したがって、KAM(S)/KAM(C)は1.00未満とする。なお、KAM(S)/KAM(C)の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、0.80以上とすることが好ましい。
Nearest neighbor:1st
Maximum misorientation:5
Perimeter only
Set 0-point kernels to maximum misorientationにチェック
Hv(Q)-Hv(S)≧8
Hv(Q)は板厚1/4部の硬度、Hv(S)は鋼板表層部の硬度
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表層部とは、鋼板表面から板厚中心部側に100μm移動した位置である。発明者の調査の結果、YR、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲の改善には表層部から内部にかけて硬度を変化させ、Hv(Q)-Hv(S)を8以上とすることが有効と確認された。したがって、Hv(Q)-Hv(S)は8以上とする。Hv(Q)-Hv(S)の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、30以下とすることが好ましい。なお、Hv(Q)およびHv(S)の好ましい範囲はそれぞれ400~600、400~600である。
ここで、硬度の測定方法は、以下の通りである。まず、冷延鋼板から、組織観察用の試験片を採取した。次いで、採取した試験片を、圧延方向断面(L断面)が観察面となるように研磨した。観察面は鏡面とした。次いで、荷重1kgのビッカース試験機にて硬さを求めた。硬さは、目的の板厚部に対して各10点を20μm間隔にて測定し、最大硬さおよび最小硬さを除いた8点の平均値を用いた。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍温度T1が850℃未満の場合、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で10%を超え、1320MPa以上のTSを実現することが困難になり、かつ、85%以上のYRを実現することが困難になる。したがって、焼鈍温度T1は850℃以上とする。T1は好ましくは860℃以上である。T1はより好ましくは870℃以上である。一方、焼鈍温度T1が1000℃超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼鈍温度T1は1000℃以下とする。焼鈍温度T1は、好ましくは970℃以下である。T1は、より好ましくは950℃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。焼鈍温度T1での保持時間t1が10秒未満の場合、オーステナイト化が不十分となり、フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で10%を超え、1320MPa以上のTSを実現することが困難になり、かつ、85%以上のYRを実現することが困難になる。したがって、焼鈍温度T1での保持時間t1は10秒以上とする。焼鈍温度T1での保持時間t1は好ましくは30秒以上である。t1は、より好ましくは45秒以上である。t1は、さらに好ましくは60秒以上である。t1は、もっとも好ましくは100秒以上である。一方、焼鈍温度T1での保持時間が1000秒超えの場合、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼鈍温度T1での保持時間t1は1000秒以下とする。焼鈍温度T1での保持時間t1は好ましくは800秒以下である。t1は、より好ましくは500秒以下である。
100℃以下までの冷却工程にて、オーステナイトをマルテンサイト変態させる。85%以上のマルテンサイトを得るには、焼鈍後100℃以下まで冷却する必要がある。したがって、焼鈍後100℃以下まで冷却する。冷却完了温度の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、0℃以上が好ましい。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。100℃となった時点から加工開始までの経過時間t2が1000秒超えの場合、マルテンサイト組織の時効が進行し、加工による鋼板表層部と鋼板中心部に導入される歪量が変化するため、KAM(S)/KAM(C)が1.00以上となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、100℃となった時点から加工開始までの経過時間t2は1000秒以下とする。100℃となった時点から加工開始までの経過時間t2は、好ましくは、900秒以下である。t2は、より好ましくは800秒以下である。なお、100℃となった時点から加工開始までの経過時間t2の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、5秒以上が好ましい。なお、発明者の調査の結果、100℃となった時点から加工終了までの経過時間は、加工による鋼板表層部と鋼板中心部に導入される歪量に影響しないことが明らかとなった。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。加工開始温度T2が80℃超えの場合、鋼板が軟質なため、加工による鋼板表層部と鋼板中心部に導入される歪量が変化し、KAM(S)/KAM(C)が1.00以上となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、加工開始温度T2は80℃以下とする。加工開始温度T2は好ましくは、60℃以下である。T2はより好ましくは50℃以下である。なお、加工開始温度T2の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、0℃以上が好ましい。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。相当塑性歪が0.10%未満の場合、加工量が足りず、KAM(S)/KAM(C)が1.00以上となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、相当塑性歪は0.10%以上とする。塑性相当歪は、好ましくは0.15%以上である。塑性相当歪は、より好ましくは0.20%以上である。相当塑性歪が5.00%超えでは、加工の影響が鋼板表層部と鋼板中心部で等しくなり、KAM(S)/KAM(C)が1.00以上となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。なお、相当塑性歪の上限は、生産技術上の制約から、5.00%以下とする。したがって、相当塑性歪は5.00%以下とする。相当塑性歪は、好ましくは、4.00%以下である。相当塑性歪は、より好ましくは2.00%以下である。相当塑性歪は、さらに好ましくは1.00%以下である。
・板厚分割数:31
・ヤング率:21000kgf/mm2
・ポアソン比:0.3
・降伏応力:111kgf/mm2
・塑性係数:1757kgf/mm2
[参考文献1]美坂佳助、益居健:塑性と加工、17(1976)、988.
なお、上記の加工は上記以外の一般的な歪の付与方法であればよく、例えば、連続式ストレッチャーレベラー、ローラーレベラーでも実施可能である。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻温度T3が100℃未満の場合、炭素の拡散距離が短いため、鋼板表面と鋼板内部の硬度が小さくなり、Hv(Q)-Hv(S)が8未満となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼戻し温度T3は100℃以上とする。焼戻し温度T3は好ましくは150℃以上である。T3は、より好ましくは170℃以上である。T3は、さらに好ましくは200℃以上である。一方、焼戻温度T3が400℃超えの場合、マルテンサイトの焼戻が進行し、1320MPa以上のTSを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度T3は400℃以下とする。焼戻し温度T3は、好ましくは350℃以下である。T3は、より好ましくは300℃以下である。T3は、さらに好ましくは280℃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。焼戻温度T3での保持時間t3が1.0秒未満の場合、炭素の拡散距離が短いため、鋼板表面と鋼板内部の硬度が小さくなり、Hv(Q)-Hv(S)が8未満となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼戻温度T3での保持時間t3は1.0秒以上とする。焼戻温度T3での保持時間t3は、好ましくは5.0秒以上である。t3は、より好ましくは50.0秒以上である。t3は、さらに好ましくは100.0秒以上である。一方、焼戻温度T3での保持時間t3が1000.0秒超えの場合、マルテンサイトの焼戻が進行し、1320MPa以上のTSを実現することが困難になる。したがって、焼戻温度T3での保持時間t3は1000.0秒以下とする。焼戻温度T3での保持時間t3は、好ましくは800.0秒以下である。t3は、より好ましくは600.0秒以下である。t3は、さらに好ましくは500.0秒以下である。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼戻温度T3から80℃までの冷却速度θ1が100℃/秒超えの場合、炭素の拡散距離が短いため、鋼板表面と鋼板内部の硬度が小さくなり、Hv(Q)-Hv(S)が8未満となり、YRおよび遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が低下する。したがって、焼戻温度T3から80℃までの冷却速度θ1は100℃/秒以下とする。焼戻温度T3から80℃までの冷却速度θ1は、好ましくは、50℃/秒以下である。なお、焼戻温度T3から80℃までの冷却速度θ1の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、10℃/秒以上とすることが好ましい。
焼鈍中のめっき処理として例えば、焼鈍温度T1での保持後100℃以下まで冷却中に溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍後のめっき処理として例えば、焼戻温度T3でのt3保持終了後の室温までの冷却によって室温までの冷却の終了後にZn-Ni電気合金めっき処理、または、純Zn電気めっき処理を例示できる。電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛-アルミニウム-マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、上記のめっき処理では、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Znめっき、Alめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるCGL(Continuous Galvanizing Line)で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
前述した方法にしたがって、焼戻マルテンサイト面積分率、残留オーステナイト体積分率、フェライト面積分率およびベイニティックフェライト面積分率の合計を求めた。
前述した方法にしたがって、鋼板表層部のKAM値および鋼板中心部のKAM値を求めた。
前述した方法にしたがって、板厚1/4部の硬度および鋼板表層部の硬度を求めた。
引張試験は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、JIS5号試験片(標点距離50mm、平行部幅25mm)を採取し、JIS Z 2241に従って試験した。クロスヘッド速度が1.67×10-1mm/秒の条件で引張試験を行い、YSおよびTSを測定した。なお、本発明では、TSで1320MPa以上を合格と判断した。降伏比(YR)が85%以上を合格と判断した。なお、YRは次式(3)で求められる。
YR=100×YS/TS・・・・(3)
遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲は下記の方法で求めた。圧延方向と垂直な方向を長手として16mm ×75mmにせん断し試験片を作成した。せん断時のレーキ角は0°と統一し、せん断クリアランスは5、10、15、20、25、30、35%と変化させた。ASTM(G39-99)に従い4点曲げを行い、曲げ頂点部に1000MPaの応力を負荷した。応力が負荷された状態の試験片を25℃、pH3の塩酸中に100時間浸漬した。割れが生じないせん断クリアランス範囲が10%未満のものを「×」、10%以上15%未満のものを「○」、割れが生じないせん断クリアランス範囲が15%以上のものを「◎」と評価し、割れが生じないせん断クリアランス範囲が10%以上のものを遅れ破壊に対する適正クリアランス範囲が優れると判断した。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.15%以上、0.45%以下、
Si:0.10%以上、2.00%以下、
Mn:0.5%以上、3.5%以下、
P:0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上、1.000%以下、
N:0.0100%以下、
H:0.0020%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、
焼戻マルテンサイトが面積分率で85%以上、
残留オーステナイトが体積分率で5%未満、
フェライトおよびベイニティックフェライトの合計が面積分率で10%以下、
以下の(1)および(2)で規定する式を満たす組織を有する高強度鋼板。
KAM(S)/KAM(C) < 1.00 ・・・・・(1)
ここで、KAM(S)は鋼板表層部のKAM(Kernel Average Misorientation)値、KAM(C)は鋼板中心部のKAM値を示す。
Hv(Q)- Hv(S) ≧ 8 ・・・・・(2)
ここで、Hv(Q)は板厚1/4部の硬度、Hv(S)は鋼板表層部の硬度を示す。 - 成分組成として、さらに、質量%で、
Ti:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Nb:0.100%以下、
Cu:1.00%以下、
Cr:1.00%以下、
V:0.100%以下、
Mo:0.500%以下、
Ni:0.50%以下、
Sb:0.200%以下、
Sn:0.200%以下、
As:0.100%以下、
Ta:0.100%以下、
Ca:0.0200%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下、
REM:0.0200%以下のうちから選ばれる1種または2種以上の元素を含有する請求項1に記載の高強度鋼板。 - 鋼板表面にめっき層を有する請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 請求項1または2に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施し作製した冷延鋼板を、
温度T1が850℃以上1000℃以下であり、
前記T1での保持時間t1が10秒以上1000秒以下である条件で焼鈍した後、
100℃以下まで冷却し、
100℃となった時点から経過時間t2が1000秒以下のうちに加工を開始し、
前記加工は開始温度T2が80℃以下であり、
相当塑性歪が0.10%以上5.00%以下である条件で加工を施した後、
温度T3が100℃以上400℃以下であり、
前記T3での保持時間t3が1.0秒以上1000.0秒以下である条件で焼戻し、
前記T3から80℃までの冷却速度θ1が100℃/秒以下である条件で冷却する高強度鋼板の製造方法。 - 前記焼戻前の加工工程にて2回以上に分けて加工による歪付与を実施し、各加工の前記相当塑性歪の合計が0.10%以上である条件で加工が施される請求項4に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 焼鈍中または焼鈍後に、めっき処理を施す請求項4または5に記載の高強度鋼板の製造方法。
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