WO2005019487A1 - 高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高張力冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Tetsuo Shimizu
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more, which is suitable for a class of automobiles, a reinforcing member of a dash-port, and the like.
  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-217529 discloses a microstructure having 10 or more retained austenite phases. By doing so, a high-tensile cold-rolled steel sheet having significantly improved elongation properties is disclosed. However, no impact resistance characteristics of this high-tensile cold-rolled steel sheet have been studied.
  • JP-A-11-61327 discloses that the microstructure is controlled so that the area ratio of the martensite phase is 3 to 30 and the average crystal grain size of the martensite phase is 5 ⁇ m or less.
  • High-tensile cold-rolled steel sheets with a work hardening index (n value) of 0.13 or more, a yield ratio of 75 or less, a strength-elongation balance of 18000 MPa-% or more, and a hole expansion ratio of 1.2 or more have been. The impact resistance of this high-tensile cold-rolled steel sheet is evaluated based on the n-value.
  • Japanese Patent No. 3253880 discloses a method for producing a high-tensile cold-rolled steel sheet having a microstructure consisting of a ferrite phase and a martensite phase and having excellent formability and impact resistance.
  • the impact resistance of this high-tensile cold-rolled steel sheet is evaluated by the absorbed energy at a strain rate of 2000 s- 1 .
  • the absorbed energy obtained at such a strain rate is the energy required to actually absorb the energy at the time of a vehicle collision due to the deformation of the reinforcing member itself.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-147838 discloses a high tension cold-rolled steel sheet in which the area ratio of the martensite phase is controlled to improve the impact resistance by controlling the hardness ratio between the martensite phase and the ferrite phase. ing.
  • the hardness of the martensite phase and the ferrite phase are measured by a Vickers hardness tester, but the "Proceedings of the International Workshop on the innovative Structural"
  • the strain rate is small because the amount of deformation is small even at the same collision time as compared with a reinforced member for merely absorbing collision energy, so the absorbed energy at about 10 s 1 is small. It becomes important.
  • the present invention relates to a high-tensile cold-rolled steel sheet having a good strength-elongation balance (TSxEl) and excellent shock resistance at a strain rate of about 10 s- 1 and a method for producing the same.
  • the purpose is to provide.
  • the characteristic values targeted in the present invention are as follows.
  • This high-tensile cold-rolled steel sheet is obtained by forming a steel slab having the above-mentioned composition into a steel sheet by hot rolling, and then winding the steel slab at a winding temperature of 450 to 650 ° C.
  • FIG. 7 is a schematic diagram illustrating a method for measuring a ratio. Conventionally, it has been extremely difficult to accurately measure the stress-strain relationship at a strain rate of about 10 s- 1 . Became possible.
  • the present inventors studied the absorbed energy of a high-tensile cold-rolled steel sheet at a strain rate of about 10 s- 1 using this apparatus, and obtained the following knowledge.
  • the area ratio of the ferrite phase should be 50% or more and the martensite phase should be 10 or more in the area ratio, and the ratio of the phase interval in the rolling direction to the phase interval in the thickness direction of the martensite phase. It is important to control the knitting so that the ratio becomes 0.85-1.5, and to make the nano hardness of the martensite phase 8 GPa or more.
  • the composition balance mainly consisting of C, Mn and Si is devised, and the winding temperature, cold rolling reduction, annealing temperature, and cooling rate after annealing are appropriately controlled. This is very important.
  • the higher the winding temperature and the cold rolling reduction the higher the annealing temperature is set, so that the martensitic phase is formed and the band-like yarn is not formed as much as possible. The impact resistance can be improved.
  • the amount of c is required to be 0.04 mass or more in order to properly control the tensile strength and to make the area ratio of the martensite phase 10 or more. However, if the amount exceeds 0.13 mass, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, the amount of C is limited to 0.04-0.13% by mass, preferably 0.07-0.12% by mass.
  • Si is an important element for controlling the state of dispersion of the martensite phase and the nano hardness of the martensite phase. The amount is required to be at least 0.3% by mass in order to prevent the softening of the martensite phase during cooling after annealing, but if it exceeds 1.2%, the effect is saturated and the chemical conversion property is remarkably deteriorated. Therefore, the amount of Si is limited to 0.3-1.2 mass, preferably 0.4-0.7 mass.
  • Mn The amount of Mn must be 1.0 mass or more in order to secure a tensile strength of 590 MPa or more. Moreover, Mn c but is also very effective in the nano hardness increase of the martensite phase, the strength exceeds 3.5 mass significantly increases, elongation decreases significantly. Therefore, the amount of Mn is limited to 1.0-3.5 mass, preferably 2.3-2.8 mass.
  • P segregates in the prior austenite grain boundaries and degrades low-temperature toughness, and segregates in steel to increase the anisotropy of the steel sheet and reduce workability. Therefore, the amount of P is limited to 0.04% by mass or less, preferably 0.02% by mass or less.
  • S is devoted to the former austenite grain boundaries or precipitates in large quantities as MnS, the low-temperature S) property is reduced and hydrogen cracking is likely to occur. Therefore, the amount of S is limited to 0.01% by mass or less, preferably 0.006% by mass or less, but the smaller, the more preferable.
  • A1 is added as a steel deoxidizer and is an effective element for improving the cleanliness of steel. Therefore, it is preferable to set the amount to 0.001 mass or more, but if it exceeds 0.07 mass, a large amount of inclusions is generated, which causes flaws in the cold-rolled steel sheet. Therefore, the amount of A1 is limited to 0.07% by mass or less, preferably 0.05% by mass or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include N, ⁇ , and Cu.
  • the N content is preferably 0.005 mass or less, since it causes deterioration of aging and elongation.
  • the alloy further contains at least one element selected from the group consisting of Cr: 0.5% or less, Mo: 0.3 or less, Ni: 0.5% or less, and B: 0.002 or less. It is effective in improving hardenability and controlling the amount of martensite phase.
  • the Cr content is preferably set to 0.02 mass or more in order to improve the hardenability and control the amount of martensite phase, but if it exceeds 0.5 mass, the electrodeposition coatability performed after forming into parts Lower. Therefore, the amount of Cr is limited to 0.5% by mass or less, preferably 0.2% by mass or less.
  • the Mo: Mo content is preferably 0.05 mass or more in order to improve the hardenability and control the amount of the martensite phase, but if it exceeds 0.3 mass, the cold ductility is reduced. Therefore, the amount of Mo is limited to 0.3% by mass or less, preferably 0.2% by mass or less.
  • Ni The Ni content is preferably 0.05 mass or more in order to improve the hardenability and control the amount of the martensite phase, but if it exceeds 0.5 mass%, the cold ductility is reduced. Therefore, the amount of Ni is limited to 0.5 mass or less, preferably 0.3 mass or less.
  • the amount of B is preferably 0.0005 mass or more, but if it exceeds 0.002 mass, the cold rolling property is reduced. Therefore, the amount of B is limited to 0.002% by mass or less, preferably 0.001% by mass or less.
  • the inclusion of the element is more effective in reducing the size of the ferrite phase and controlling the dispersion of the martensite phase.
  • the TirTi content is preferably 0.005 mass% or more in order to control the dispersion of the martensite phase by reducing the particle size of the fiber, but 0.05 mass% Above that the effect saturates. Therefore, the amount of Ti is limited to not more than 0, Q5 mass, preferably 0.005-0.02 mass.
  • Nb Nb content is 0.05% by mass or less, preferably
  • the area ratio of the ferrite phase must be 50 or more. If the area ratio of the ferrite phase is less than 50%, the number of hard phases other than the ferrite phase increases, so that the strength becomes too high and the strength-elongation balance deteriorates. Also, at a strain rate of about 10 s- 1, the amount of stress increase during deformation of the ferrite phase is large. Therefore, if the area ratio of the ferrite phase is small, the absorbed energy cannot be increased.
  • the area ratio of the ferrite phase is preferably 60-SO.
  • the area ratio of the martensite phase In order to increase the strength-elongation balance (TSxEl) to 16000 MPa or more and to improve the f impact characteristics, the area ratio of the martensite phase must be 10% or more. If the area ratio of the martensite phase is less than 10, sufficiently satisfactory impact resistance cannot be obtained.
  • the area ratio of the martensite phase is preferably 20-40.
  • an austenite phase As a phase other than the ferrite phase and the martensite phase, an austenite phase, a bainite phase, a cementite phase, a pearlite phase, and the like may be included.
  • the smaller the number of these phases, the better, and the area ratio is preferably 10 or less.
  • the area ratio of the austenite phase is preferably less than 3 to reduce the impact resistance.
  • the area ratio of the ferrite phase, martensite phase, and other phases was determined by mirror polishing the cross section of the steel sheet in the rolling direction, etching with 1.5 nital, and measuring the sheet thickness with a scanning electron microscope (SEM). The position of / 4 was observed, a 1000-fold photograph was taken, and measured by image analysis. 2-3. Martensitic phase spacing ratio
  • Strength-elongation balance should be 16000 MPa '% or more, and at a strain rate of 10 s- 1 , absorbed energy up to strain 10 should be 59 MJ' rn- 3 or more, tensile strength 10 strain per 1 MPa
  • the ratio of the martensitic phase in the rolling direction to the thickness direction in the rolling direction should be 0.85-1.5. Need to be If the ratio is less than 0.85 or more than 1.5, sufficient elongation and impact resistance cannot be obtained.
  • the martensite phase is harder than the fritite phase and hinders the movement of dislocations (strains), so dislocations preferentially move where there is no martensite phase. Therefore, if the martensitic phase spacing ratio exceeds 1.5, that is, if the phase spacing in the rolling direction is wider than the thickness spacing direction, or if the martensitic phase spacing ratio is less than 0.85, In other words, when the phase interval in the sheet thickness direction is wider than the phase interval in the rolling direction, dislocations move in a region where the phase interval is wide, that is, a portion that is not a martensite phase. Therefore, sufficient elongation impact resistance cannot be obtained.
  • the phase interval ratio of the martensite phase is 0.85-1.5 and is close to 1, that is, if there is no large difference between the phase interval in the sheet thickness direction and the phase interval in the rolling direction, dislocation is caused by the martensite phase. Since movement is suppressed, the amount of dislocation accumulation increases, the deformation stress increases, and the impact resistance improves. In addition, since the distribution of the martensite phase is relatively uniform, the elongation is improved.
  • the phase interval ratio of the martensite phase is preferably 1.0-1.3.
  • the ratio of the martensite phase in the sheet width direction to the thickness direction in the rolling direction is larger than that in the rolling direction. , Tends to be closer to 1.
  • the direction in which the phase interval of the martensite phase is maximum is represented by the rolling direction, and the degree of dispersion of the martensite phase is evaluated by the ratio of the phase interval in the rolling direction to the phase interval in the sheet thickness direction. .
  • the phase interval ratio of the martensite phase was determined as follows.
  • the average spacing of the martensite phase in the rolling direction is (a ⁇ a ⁇ a ⁇ a / S), and the average spacing of the martensite phase in the sheet thickness direction is (++! ⁇ /).
  • the absorbed energy up to a strain of 10 should be 59 MJ'm or more, and the absorbed energy up to a strain of 10 per 1 MPa of tensile strength should be 0.10 MJ ⁇ m- 3 / MPa or more.
  • the nano hardness of the martensitic phase must be 8 GPa or more.
  • the strength-elongation balance and impact resistance are reduced.
  • the reason for this is considered to be that if the martensite phase has a low nano hardness and the martensite phase has a low deformation stress, the effect of suppressing the dislocation movement by the martensite phase becomes small.
  • the nano hardness of the martensite phase is a hardness measured as follows.
  • the hardness of the manoleretinite was measured using Hysitron's TRIBOSCOPE, and the average was measured. The value was taken as nano hardness. Measurements were made with almost the same indentation size I went. Specifically, the hardness was measured by adjusting the load so that the indentation depth (contact depth) force S was 50 ⁇ 20 nm, which was proportional to the size of the indentation. One side of the indentation at this time is about 350 ⁇ 100 nm.
  • molten steel adjusted to the above components is melted by a known method such as a converter, and then formed by a known method such as continuous forming to obtain a steel slab.
  • a known method such as a converter
  • a known method such as continuous forming
  • the steel slab is heated by a known method and then hot-rolled to obtain a steel sheet.
  • the steel sheet after hot rolling must be wound at a winding temperature of 450-650 ° C. If the winding temperature is less than 450 ° C, the strength of the steel sheet increases and the risk of the steel sheet breaking during cold rolling increases. On the other hand, when the temperature exceeds 650 ° C, the band-like structure remarkably develops and remains after cold rolling and annealing, and the phase interval ratio of the martensite phase cannot be controlled within a predetermined range.
  • the winding temperature is preferably 500-650 ° C.
  • the rolled steel sheet must be cold rolled at a cold rolling reduction of 30-70. If the cold rolling reduction is less than 30, the structure becomes coarse and the target interval ratio of the martensite phase becomes less than 0.85, and the elongation and impact resistance deteriorate. On the other hand, when it exceeds 70, band-like yarn and tissue is formed after annealing, and the phase interval ratio of the martensite phase exceeds 1.5.
  • the nanohardness of the rutensite phase cannot be increased to more than 8 GPa.
  • the heating temperature exceeds “winding temperature + 5.5% reduction in cold rolling” (° C)
  • the austenite phase disperses non-uniformly during heating, and the target phase ratio of the martensite phase is obtained.
  • the austenite grains are coarsened, possibly resulting in a coarsened martensite block after annealing, but the nano hardness of the martensite phase can be increased to 8 GPa or more.
  • the temperature exceeds the Ac3 transformation point within the range not exceeding the above upper limit temperature. Heating is preferably performed in the austenite single-phase region, particularly when the cold rolling reduction is 60 or more, more preferably in the austenite single-phase region.
  • the holding time during heating is less than 30 sec, it may be difficult to obtain a martensite phase with an area ratio of 10 or more after annealing or to obtain stable characteristics over the entire length of the coil. Is preferred. However, if the time exceeds 600 sec, the effect is saturated and the production cost is increased. Therefore, the time is preferably 600 sec or less. ,
  • the cooling rate is an average cooling rate from the lower limit temperature of the heating temperature, ie, [winding temperature + cold rolling reduction 5] (° C) to a temperature at which cooling is performed at a cooling rate of 10 ° C / sec or more. is there. If the cooling rate exceeds 50 ° C / sec, the cooling tends to be uneven, and the desired characteristics may not be obtained in the width direction of the steel sheet. Therefore, it is preferable to set the cooling rate to 50 ° C / sec or less. .
  • the temperature for cooling at such a cooling rate is preferably 300 ° C. or less, more preferably 270 ° C. or less. After cooling at such a cooling rate, it is not necessary to particularly define the cooling rate. For example, cooling to room temperature may be performed by a known method such as air cooling (cooling) and slow cooling. However, reheating after cooling should be avoided because it tempers and softens the martensitic phase. As described above, since the steel sheet after annealing needs to be rapidly cooled at a cooling rate of 10 ° C / sec or more, it is advantageous to perform annealing in a continuous annealing furnace.
  • the annealing temperature (the highest temperature in continuous annealing) is set as the temperature in the above-mentioned heating temperature range, and the temperature may be held in this temperature range for 30 seconds or more.
  • the soaking time also referred to as annealing time
  • the temperature is gradually cooled to the lower limit of the heating temperature range, and the time for staying in the heating temperature range is determined. You may make it 30 seconds or more.
  • the transformation point of Ac3 shown in Tables 1-1 and 1-2 was measured by using a sample from a sheet bar after hot rough rolling and using a Thermec Master Z manufactured by Fuji Denki Kiki Co., Ltd.
  • the obtained high-tensile cold-rolled steel sheet was subjected to microstructure observation, normal static tensile test, and high-speed tensile test at a strain rate of 10 s- 1 using a cubic test method, and nano hardness test. .
  • the yarn and weave observation and the nanohardness test were carried out by the methods described above, and the area ratio of the martensite phase to the martensite phase, the phase interval ratio of the martensite phase and the nanohardness of the martensite phase were measured.
  • Static tensile test A tensile strength TS and an elongation E1 were measured using a JIS No. 5 test piece having a longitudinal direction perpendicular to the rolling direction in accordance with JIS Z 2241.
  • the high-tensile cold-rolled steel sheets No. 1, 3, 5, 7-8, 10, 12, 14-19, 21-23, 29-34 and 37-39 of the present invention all have a tensile strength of 590 MPa or more. Not only has an excellent strength-elongation balance of 16000 MPa-% or more, but also absorbs up to 59 MJ'm- 3 at a strain rate of 1 Qs- 1 at a strain rate of 10 and a tensile strength of 1 Absorbed energy up to a strain of 10% per MPa is 0.100 MJ ⁇ m ⁇ 3 / MPa or more, indicating that it has excellent impact resistance.

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Abstract

　本発明は、質量%で、C:0.04-0.13 %、Si:0.3-1.2 %、Mn:1.0-3.5 %、P:0.04 %以下、S:0.01 %以下、Al:0.07 %以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつフェライト相を面積率で50 %以上、マルテンサイト相を面積率で10 %以上含み、マルテンサイト相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が0.85-1.5であるミクロ組織を有し、さらにマルテンサイト相のナノ硬さが8 GPa以上である高張力冷延鋼板を提供する。本発明の高張力冷延鋼板は、良好な強度―伸びバランスを有し、かつ10 ｓ-1程度のひずみ速度で優れた耐衝撃特性を示すので、自動車のピラー類やダッシュボードの補強部材に好適である。

Description

高張力冷延鋼板およびその製造方法 技術分野 本発明は、 自動車のビラ一類やダッシュポードの補強部材等に好適な引張強 さが 590 MPa以上の高張力冷延鋼板明、 特に、 良好な強度一伸びバランスを有 し、 かつ 10 s—1程度のひずみ速度で優れた耐衝撃特性の得られる高張力冷延 書
鋼板、 およびその製造方法に関する。
背景技術 従来の引張強さ（TS )が 590 MPa以上の高張力冷延鋼板は、 成形性が悪いた めに、 自動車車体において使用される部位が限定されていた。
昨今、 自動車車体に対して、 環境汚染に対する排出ガス規制に関連した重量 軽減あるいは安全性確保が重要な課題になっており、 高張力冷延鋼板をピラー 類やダッシュボードの補強部材等に使用しょうという気運が高まっている。 そ のため、 従来を凌ぐ成形性おょぴ耐衝撃特性を有する高張力冷延鋼板が強く求 められている。
これまで、 成形性あるレヽは耐衝擊特性に優れた自動車用の高張力冷延鋼板と して、 例えば特開昭 61— 217529号公報には、 残留オーステナイト相を 10 以上残留させたミクロ組織にすることによって、 伸ぴ特性を著しく向上させた 高張力冷延鋼板が開示されている。 し力 し、 この高張力冷延鋼板では、 耐衝撃 特性については何ら検討されていない。
特開平 11一 61327号公報には、 マルテンサイト相の面積率が 3- 30 、 かつ マルテンサイト相の平均結晶粒径が 5 μ m以下となるようにミク口組織が制御 され、 0 . 13以上の加工硬化指数（n値）、 75 以下の降伏比、 18000 MPa - % 以上の強度一伸ぴパランス、 1 . 2以上の穴拡げ比を有する高張力冷延鋼板が開 示されている。 また、 この高張力冷延鋼板の耐衝撃特性は n値により評価され ている。
しかし、 ここで測定されている n値は、 静的な引張試験（JIS規格によるひ ずみ速度は 10— 3- 10— 2 s—1程度）により測定されおり、 自動車の衝突時におい ては捕強部材のひずみ速度が 10 - 103 s—1に達することを考慮すると、 こうし た静的な引張試験で求めた n値により耐衝撃特性を十分に評価することはでき ない。 そこで、 後述する衝突時のひずみ速度を考慮してこの高張力冷延鋼板を 評価したところ、 十分な耐衝撃特性が得られないという問題があった。
特許第 3253880号公報には、 フェライト相とマルテンサイト相からなるミ ク口組織を有し、 成形性および耐衝撃特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 が開示されている。 この高張力冷延鋼板の耐衝撃特性は、 2000 s— 1のひずみ 速度における吸収エネルギーによって評価されている。 こうしたひずみ速度で 求めた吸収エネルギーは、 実際に補強部材自身の変形により自動車の衝突時に おけるエネルギーを吸収する上で必要なエネルギーである。
特開平 10— 147838号公報には、 マルテンサイト相の面積率おょぴマルテン サイト相とフェライト相の硬さの比を制御して耐衝撃特性の向上を図った高張 カ冷延鋼板が開示されている。 ここでは、 マルテンサイト相とフェライト相の 硬さはビッカース硬度計により測定されているが、 "Proceedings of the International Workshop on the Innovative Structural
Materials for Infrastructure in 21st Century" [ . Ohmura et al .； "ULTRA-STEEL 2000" , National Research Institute for Metals ( 2000 ) ]のページ 189の表 4に示されているように、 マノレテンサイ ト相の硬さは圧痕サイズ依存性があるためビッ力ース硬度計では正しい硬さを 評価できず、 本発明者等が検討したところでは、 耐衝撃特性とビッカース硬度 との相関が認められなかった。 また、 耐衝撃特性は、 800 s—1のひずみ速度に おける吸収エネルギーによって評価されている。
補強部材のうちエネルギー吸収用部材は衝突時に短時間で大変形を受け、 そ の時のひずみ速度は 102- 103 s— 1に達する。 そのため、 これまでは特許第 3253880号公報ゃ特開平 10— 147838号公報に記載されているように、 高張 カ冷延鋼板の耐衝撃特性は 102- 103 s 1における吸収エネルギーゃ静動比によ つて評価されていた。
ここで、 静動比とは、 ひずみ速度が 10— 3 - 10— の静的な引張試験から求 めた強度に対する、 ひずみ速度が 102- 103 s—1の動的な引張試験から求めた強 度の比であり、 この値が高いほど衝突時の強度が高く、 吸収エネルギーが大き い。
一方、 自動車車体の耐衝撃特性を向上させるには、 搭乗者の生存空間を確保 するために部品を変形させずにキャビンを保護することも重要である。 このよ うな部位に使用される捕強部材では、 単なる衝突エネルギー吸収用の補強部材 と比較して、 同じ衝突時間でも変形量が小さいためひずみ速度が小さので、 10 s 1程度での吸収エネルギーが重要となる。
しかしながら、 従来、 10 s—1程度のひずみ速度において吸収エネルギーを 向上させる手段はほとんど検討されていない。 発明の開示 本発明は、 良好な強度一伸びパランス（TSxEl )を有し、 かつ 10 s— 1程度の ひずみ速度で優れた耐衝撃特性の得られる高張力冷延鋼板、 およびその製造方 法を提供することを目的とする。
なお、 本発明で目標とする特性値は次のとおりである。
( 1 ) 引張強さ ： S ≥ 590 MPa
( 2 ) 強度一伸びパランス ： TS xEl ≥ 16000 MPa · % (3) 耐衝撃特性： 10 s—1のひずみ速度で、
(a) ひずみ 10 までの吸収エネノレギー： 59 MJ ' m— 3以上
(b) 引張強さ 1 MPa当たりのひずみ 10 までの吸収エネノレギー： 0.100 MJ · m"3/MPa以上 上記目的は、 質量％で、 C:0.04-0.13 、 Si:0.3- 1.2 、 Mn:1.0- 3.5 % P:0.04 以下、 S:0.01 以下、 A1:Q,07 も以下、 残部が Feおよ び不可避的不純物からなり、 かつフェライト相を面積率で 50 以上、 マルテ ンサイト相を面積率で 10 以上含み、 マルテンサイト相の板厚方向の相間隔 に対する圧延方向の相間隔の比が 0.85 - 1.5であるミクロ糸且織を有し、 さらに マルテンサイト相のナノ硬さが 8 GPa以上である高張力冷延鋼板に達成される。 また、 この高張力冷延鋼板は、 上記成分の鋼スラブを熱間圧延により鋼板と した後、 450 - 650 °Cの巻取温度で卷取る工程と、 卷取り後の鋼板を 30-70 % の冷延圧下率で冷間圧延する工程と、 冷間圧延後の鋼板を [巻取温度 +冷延圧下 率 χ4.5] - [巻取温度 +冷延圧下率 χ5 · 5] (°C)の温度域に加熱して焼鈍する工程 と、 焼鈍後の鋼板を 10 °C/sec以上の平均冷却速度で 340 °C以下まで冷却す る工程とを有する高張力冷延鋼板の製造方法により製造できる。 図面の簡単な説明 図 1は、 マルテンサイト相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の 比の測定法を説明する模式図である。 発明を実施するための形態 従来、 10 s—1程度のひずみ速度で応力一ひずみ関係を精度良く測定するこ とは極めて困難であつたが、 最近開発された検カブ口ック式衝撃引張試験機を 用いることによりその測定が可能となつた。
そこで、 本発明者等は、 この装置を用いて、 10 s—1程度のひずみ速度にお ける高張力冷延鋼板の吸収エネルギーについて検討したところ、 以下の知見を 得た。
1) 吸収エネルギーの向上には、 フェライト相を面積率で 50 %以上、 マルテ ンサイト相を面積率で 10 以上含むようにし、 マルテンサイト相の板厚方向 の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比を 0.85-1.5となるようにクロ糸且織を コントロールし、 かつマルテンサイト相のナノ硬さを 8 GPa以上にすることが 重要である。
2) こうしたミクロ組織を得るためには、 C、 Mn、 Siを主とする成分バラン スを工夫するとともに、 卷取温度、 冷延圧下率、 焼鈍温度、 焼鈍後の冷却速度 を適格にコントロールすることが重要である。 特に、 卷取温度や冷延圧下率が 高いほど焼鈍温度を高く設定し、 マルテンサイト相を生成させるとともにバン ド状糸且織を極力形成させないようにすることにより、 強度一伸びバランスおよ ぴ耐衝撃特性を向上できる。
3) 1)と 2)の結果、 同一の引張強さを有する従来の高張力冷延鋼板に比べて、 より高い吸収エネルギーが得られる。
本発明は、 こうした知見に基づいて完成されたものであり、 以下にその詳細 を説明する。
1- 成分
c:c量は、 引張強さを適切にコントロールし、 かつマルテンサイト相の面積 率を 10 以上とするために、 0.04 質量 以上必要である。 しかしながら、 そ の量が 0.13 質量もを超えると溶接性が著しく劣化する。 したがって、 C量は、 0.04-0.13 質量 、 好ましくは 0.07-0.12 質量％に限定する。 Si: Siは、 マルテンサイト相の分散状態おょぴマルテンサイト相のナノ硬さ をコントロールするために重要な元素である。 その量は、 焼鈍後の冷却中のマ ルテンサイト相の軟化を防止するために 0.3 質量％以上必要であるが、 1.2 質量 を超えるとその効果は飽和するとともに、 化成処理性が著しく低下する。 したがって、 Si量は、 0.3-1.2 質量 、 好ましくは 0.4-0.7 質量 に限定す る。
Mn:Mn量は、 引張強さ 590 MPa以上を確保するために 1.0 質量 以上必 要である。 また、 Mnはマルテンサイト相のナノ硬さ向上にも極めて有効である c しかし、 3.5 質量 を超えると強度が著しく上昇し、 伸びが大きく低下する。 したがって、 Mn量は、 1.0-3.5 質量 、 好ましくは 2.3-2.8 質量 に限定す る。
P:Pは、 旧オーステナイト粒界に偏析して低温靭性を劣化させるとともに、 鋼中に偏析して鋼板の異方性を大きくして加工性を低下させる。 したがって、 P 量は、 0.04 質量％以下、 好ましくは 0.02 質量 以下に限定するが、 少ないほ どより好ましい。
S:Sは、 旧オーステナイト粒界に偏祈したり、 MnSとして多量に析出すると 低温 S)性が低下し、 水素割れも発生し易くなる。 したがって、 S量は、 0.01 質量 以下、 好ましくは 0.006 質量％以下に限定するが、 少ないほどより好ま しい。
A1:A1は、 鋼の脱酸剤として添加され、 鋼の清浄度を向上させるのに有効な 元素である。 そのため、 その量を 0.001 質量 以上にすることが好ましいが、 0.07 質量 を超えると介在物が多量に生成し、 冷延鋼板の疵の原因になる。 し たがって、 A1量は、 0.07 質量％以下、 好ましくは 0.05 質量 以下に限定す る。
残部は、 Feおよび不可避的不純物である。 不可避的不純物としては、 N、 〇、 Cu等を上げられる。 なお、 N量は、 時効性や伸びの劣化を招くので、 0.005 質量 以下にすることが好ましい。 上記の基本成分に加え、 さらに、 質量 で、 Cr:0.5 %以下、 Mo: 0.3 以下、 Ni:0.5 ¾以下、 および B:0.002 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の 元素を含有させると、 焼入性を向上できマルテンサイト相の量をコントロール する上で効果的である。
Cr:Cr量は、 焼入性を向上してマルテンサイト相の量をコントロールするた めに 0.02 質量 以上にすることが好ましいが、 0.5 質量 を超えると部品に 成形した後に行われる電着塗装性を低下させる。 したがって、 Cr量は、 0.5 質量％以下、 好ましくは 0.2 質量％以下に限定する。
Mo:Mo量は、 焼入性を向上してマルテンサイト相の量をコントロールするた めに 0.05 質量 以上にすることが好ましいが、 0.3 質量 を超えると冷間圧 延性を低下させる。 したがって、 Mo量は、 0.3 質量％以下、 好ましくは 0.2 質量％以下に限定する。
Ni:Ni量は、 焼入性を向上してマルテンサイト相の量をコントロールするた めに 0.05 質量 以上にすることが好ましいが、 0.5 質量％を超えると冷間圧 延性を低下させる。 したがって、 Ni量は、 0.5 質量 以下、 好ましくは 0.3 質量 ¾以下に限定する。
B:B量は、 焼入性を向上してマルテンサイト相の量をコントロールするため に 0.0005 質量 以上にすることが好ましいが、 0.002 質量 を超えると冷間 圧延性を低下させる。 したがって、 B量は、 0.002 質量 以下、 好ましくは 0.001 質量％以下に限定する。
前述の基本成分に、 あるいは上記の焼入性の向上により効果的な成分を加え た基本成分に、 さらに、 質量 で、 Ti:0.05 以下、 Nb:0.05 以下のうちか ら選ばれた少なくとも 1種の元素を含有させると、 フェライト相を細粒化した り、 マルテンサイト相の分散をコントロールする上でより効果的である。
TirTi量は、 フヱライト粒径を細かくしてマルテンサイト相の分散をコント ロールするために 0.005 質量 以上にすることが好ましいが、 0.05 質量％を 超えるとその効果は飽和する。 したがって、 Ti量は、 0.Q5 質量 以下、 好ま しくは 0.005- 0.02 質量 に限定する。
Nb:Nb量は、 Tiと同様な理由により、 0.05 質量％以下、 好ましくは
0.005-0.02 質量 に限定する。
2. 組織
2-1. フヱライト相の面積率
強度一伸びパランス（TSxEl)を ΙδΟΟΟ MPa · 以上にするためには、 フェラ イト相の面積率を 50 以上にする必要がある。 フヱライト相の面積率が 50 % 未満では、 フェライト相以外の硬質な相が多くなるため、 強度が高くなりすぎ、 強度一伸ぴバランスが低下する。 また、 10 s—1程度のひずみ速度では、 フエ ライト相の変形時の応力増加分が大きいため、 フェライト相の面積率が小さい と吸収エネルギーを大きくできない。 フェライト相の面積率は 60- SO が好ま しい。
2-2. マルテンサイト相の面積率
強度一伸びパランス（TSxEl)を 16000 MPa · 以上にし、 かつ f衝撃特性を 向上させるためには、 マルテンサイト相の面積率を 10 %以上にする必要があ る。 マルテンサイト相の面積率が 10 未満では、 十分に満足できる耐衝撃特 性が得られない。 マルテンサイト相の面積率は 20-40 が好ましい。
なお、 フェライト相とマルテンサイト相以外の相として、 オーステナイト相、 べィナイト相、 セメンタイト相、 パーライト相などが含まれても良い。 し力 し、 これらの相は少ないほど好ましく、 面積率で 10 以下にすることが好ましい。 特に、 オーステナイト相は耐衝撃特性を低下させるため、 面積率で 3 未満に することが好ましい。
ここで、 フェライト相、 マルテンサイト相およびその他の相の面積率は、 鋼 板の圧延方向の板厚断面を鏡面研磨後、 1.5 ナイタールでエッチングし、 走 査型電子顕微鏡（SEM)で板厚 1/4の位置を観察し、 1000倍の写真を撮影して、 画像解析により測定した。 2-3. マルテンサイト相の相間隔比
強度一伸びバランス（TSxEl)を 16000 MPa ' %以上にし、 かつ 10 s— 1のひ ずみ速度で、 ひずみ 10 までの吸収エネルギーを 59 MJ' rn— 3以上、 引張強 さ 1 MPa当たりのひずみ 10 までの吸収エネルギーを 0.100 MJ · m— 3/MPa 以上にするには、 マルテンサイト相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相 間隔の比（マルテンサイト相の相間隔比）を 0.85-1.5にする必要がある。 この 比が、 0.85未満あるいは 1.5を超えると、 十分な伸びおょぴ耐衝撃特性を得 ることができない。
マルテンサイト相は、 フヱライト相よりも硬く、 転位（ひずみ）の移動の障害 となるため、 転位はマルテンサイト相のないところを優先的に移動する。 した がって、 マルテンサイト相の相間隔比が 1.5を超えると、 すなわち板厚方向の 相間隔に比べ圧延方向の相間隔が広くなると、 あるいはマルテンサイト相の相 間隔比が 0.85未満になると、 すなわち圧延方向の相間隔に比べ板厚方向の相 間隔が広くなると、 転位は相間隔の広い領域、 すなわちマルテンサイト相でな い部分を移動することになる。 したがって、 十分な伸びおょぴ耐衝撃特性を得 ることができない。
これに対し、 マルテンサイト相の相間隔比が 0.85- 1.5であり 1に近いと、 すなわち板厚方向の相間隔と圧延方向の相間隔に大きな違レ、がないと、 マルテ ンサイト相によって転位の移動が抑制されるため、 転位の蓄積量が増加して変 形応力が上昇し、 耐衝撃特性が向上することになる。 また、 マルテンサイト相 の分布も比較的均一になるため伸ぴも向上する。
マルテンサイト相の相間隔比は 1.0-1.3が好ましい。
なお、 冷間圧延された本発明の鋼板では、 マルテンサイト相の板厚方向の相 間隔に対する板幅方向の相間隔の比は、 板厚方向の相間隔に対する圧延方向の 相間隔の比に比べ、 より 1に近くなる傾向にある。 このため、 本発明では、 マ ルテンサイト相の相間隔が最大となる方向を圧延方向で代表し、 圧延方向の相 間隔の板厚方向の相間隔に対する比でマルテンサイト相の分散度を評価した。 ここで、 マルテンサイト相の相間隔比は、 次ぎのようにして求めた。
鋼板の圧延方向の板厚断面を SEM観察し、 1000倍の写真上に、 圧延方向お よび板厚方向に 50 μ πιの直線を 20 以上の間隔でそれぞれ 5本引き、 そ の線上に存在したマルテンサイト相の間隔を測定し、 圧延方向および板厚方向 における平均間隔を求め、 その平均間隔の比をマルテンサイト相の相間隔比と した。
図 1に示す圧延方向および板厚方向にそれぞれ 1本の直線を引いた場合を用 いて、 マルテンサイト相の相間隔比の測定法を以下に具体的に説明する。
圧延方向におけるマルテンサイト相の平均間隔は（a^a^a^a a /S とな り、 板厚方向におけるマルテンサイト相の平均間隔は（ + +！^ /ョとなる。 したがって、 マルテンサイト相の相間隔比は、
{ ( a1+a2+a3+a4+a5) /5} / { (W b^ /3 }で表される。
3 . マルテンサイト相のナノ硬さ
10 s—1のひずみ速度で、 ひずみ 10 までの吸収エネルギーを 59 MJ ' m 以上、 引張強さ 1 MPa当たりのひずみ 10 までの吸収エネルギーを 0 . 100 MJ · m— 3/MPa以上にするには、 さらにマルテンサイト相のナノ硬さを 8 GPa 以上にする必要がある。
ナノ硬さが 8 GPa未満だと、 強度一伸びバランスおよび耐衝撃特性が低下す る。 この理由は、 マルテンサイト相のナノ硬さが低くマルテンサイト相の変形 応力が低いと、 マルテンサイト相による転位移動を抑制する効果が小さくなる ためと考えられる。 なお、 マルテンサイト相のナノ硬さは高いほど良く、 10 GPa以上にすることが好ましい。
ここで、 マルテンサイト相のナノ硬さとは、 以下のようにして測定した硬さ である。
鋼板を表面から板厚 1/4の位置まで研削し、 電解研磨により研削ひずみを除 去した後、 Hysitron社の TRIBOSCOPEを用レヽてマノレテンサイトネ目の硬さ 15 点を測定し、 その平均値をナノ硬さとした。 測定は、 圧痕サイズをほぼ同一に して行った。 具体的には圧痕の大きさと比例関係にある圧痕深さ（contact depth)力 S 50±20 nmになるように荷重を調整して硬さを測定した。 このとき の圧痕の 1辺は約 350±100 nmとなる。
4 . 製造方法
最初に、 上記成分に調整した溶鋼を転炉等の公知の方法で溶製後、 連続錶造 等の公知の方法で鍚造して鋼スラブとする。 次いで、 この鋼スラブを公知の方 法により加熱後、 熱間圧延して鋼板とする。
4-1 . 卷取温度
熱間圧延後の鋼板は、 450- 650 °Cの卷取温度で卷取る必要がある。 卷取温 度が 450 °C未満だと、 鋼板の強度が高くなつて冷間圧延時に鋼板が破断する 危険性が高くなる。 一方、 650 °Cを超えると、 バンド状組織が著しく発達し、 冷間圧延'焼鈍後にも残留し、 マルテンサイト相の相間隔比を所定の範囲にコ ントロールできない。 なお、 卷取温度は 500- 650 °Cが好ましレ、。
4 -2 . 冷延圧下率
卷取り後の鋼板は、 30-70 の冷延圧下率で冷間圧延する必要がある。 冷延 圧下率が 30 未満では、 組織が粗大になるとともに、 目標とするマルテンサ イト相の相間隔比が 0 . 85未満になり、 伸びおよび耐衝撃特性が劣化する。 一 方、 70 を超えると、 焼鈍後にバンド状糸且織が形成され、 マルテンサイト相の 相間隔比が 1 . 5を超える。
4-3 . 焼鈍の加熱温度
本発明範囲内においても、 卷取温度や冷延圧下率が高いとバンド状組織が形 成され易くなるので、 これを解消するためには加熱温度を高くして焼鈍するこ とが必要になる。 そのため、 焼鈍の加熱温度は卷取温度や冷延圧下率によって 変化させる必要があり、 [卷取温度 +冷延圧下率 X 4 . 5 ]一 [卷取温度 +冷延圧下率 χ 5 . 5 ] (°C )の温度域にする必要がある。 加熱温度が、 [卷取温度 +冷延圧下率 χ 4 . 5 ] C )未満だと、 バンド状組織が解消できず目標とするマルテンサイト相 の相間隔比が得られない上に、 Siや Mnの置換型元素の拡散が不充分になりマ ルテンサイト相のナノ硬さを 8 GPa以上にすることができない。 一方、 加熱温 度が「巻取温度 +冷延圧下率 5 . 5 ] (°C )を超えると、 加熱時にオーステナイト相 が不均一に分散するため目標とするマルテンサイト相の相間隔比が得られない。 また、 オーステナイト粒が粗大化するために、 おそらくは焼鈍後のマルテンサ ィトプロックサイズが粗大化するためと考えられるが、 マルテンサイト相のナ ノ硬さを 8 GPa以上にすることができず、 伸びおょぴ耐衝撃特性が劣化する。 マルテンサイト相の相間隔比をより好ましい 1 . 0- 1 . 3にするには、 上記の 上限温度を超えない範囲で、 Ac3変態点を超えるオーステナイト単相域で加熱 することが好ましい。 特に、 冷延圧下率が 60 以上の場合は、 オーステナイ ト単相域で加熱することがより好ましい。
加熱時の保持時間は、 30 sec未満では焼鈍後に面積率が 10 以上のマルテ ンサイト相を得ることや、 コイル全長にわたって安定した特性を得ることが困 難になる場合があるので、 30 sec以上にすることが好ましい。 しかし、 600 secを超えるとその効果が飽和し、 製造コストの上昇を招くので、 600 sec以 下にすることが好ましい。 ，
4-4 . 焼鈍後の冷却条件
焼鈍後の鋼板は、 10 °C/sec以上の冷却速度で 340 °C以下まで冷却する必 要がある。 冷却速度が 10 °C/sec未満または冷却を停止する温度が 340 °Cを 超えると、 目標とするマルテンサイト相のナノ硬さが得られない。 ここで、 冷 却速度は、 上記加熱温度の下限温度すなわち [卷取温度 +冷延圧下率 5 ] (°C ) から 10 °C/sec以上の冷却速度で冷却する温度までの平均冷却速度である。 冷却速度が 50 °C/secを超えると冷却が不均一となり易く、 鋼板の幅方向 において所定の特性が得られない場合があるため、 冷却速度は 50 °C/sec 以 下にすることが好ましい。
こうした冷却速度で冷却する温度は、 300 °C以下にすることが好ましく、 270 °C以下にすることがより好ましい。 なお、 こうした冷却速度による冷却後は、 特に規定する必要はなく、 例えば 空冷（放冷）ゃ徐冷など公知の方法で室温まで冷却すればよい。 しかし、 冷却後 の再加熱は、 マルテンサイト相を焼戻して軟化させるため、 避けるべきである。 このように、 焼鈍後の鋼板は 10 °C/sec以上の冷却速度で急冷する必要が あるので、 焼鈍は連続焼鈍炉にて行うことが有利である。 連続焼鈍により保持 時間を 30 sec以上にするには、 焼鈍温度（連続焼鈍における最高到達温度）を 上記加熱温度域の温度として、 この温度域に 30 sec以上保持するようにすれ ばよい。 例えば、 焼鈍温度における均熱時間（焼鈍時間ともいう）を 30 sec以 上としてもよいし、 焼鈍温度に到達後、 上記加熱温度域の下限まで徐冷して、 加熱温度域内に滞留する時間を 30 sec秒以上となるようにしてもよい。 実施例 1
表 1-1、 1-2に示す成分組成の鋼 No , A-ZZを転炉で溶製し、 連続鎵造によ りスラブとした。 これらスラブを 1100- 1250 °Cに加熱後熱間圧延して表 2-1、 2-2に示す板厚の鋼板とし、 表 2-1、 2-2に示す巻取温度で卷取った。 ついで、 表 2-1、 2-2に示す条件で冷間圧延、 連続焼鈍、 制御冷却を行って、 高張力冷 延鋼板 No . 1-39を得た。
なお、 表 1-1、 1-2に示す Ac3変態点は、 熱間粗圧延後のシートバーから試 料を採取し、 富士電波ェ機社製サーメックマスター Zを用いて測定した。
得られた高張力冷延鋼板に対し、 組織観察、 通常の静的引張試験、 検カブ口 ック方式による 10 s—1のひずみ速度におけるの高速引張試験おょぴナノ硬さ 試験を行った。
糸且織観察およびナノ硬さ試験は上述した方法で行い、 フヱライト相とマルテ ンサイト相の面積率、 マルテンサイト相の相間隔比、 マルテンサイト相のナノ 硬さを測定した。
また、 通常の静的引張試験、 検カブロック方式による 10 s -1のひずみ速度 におけるの高速引張試験は、 次に示す方法で行った。 i ) 静的引張試験：圧延方向に直角な方向を長手方向とする JIS 5 号試験 片を用いて JIS Z 2241に準拠した方法で行い、 引張強さ TSと伸び E1を測 定した。
ii ) 検カブ口ック方式による高速引張試験：鷺宮製作所製の検カブ口ック式 衝撃引張試験機（TS- 2000 )を用いて、 圧延方向と直角な方向に 10 s— 1のひず み速度で引張試験を行い、 ひずみ 10 までの吸収エネルギーおよぴ引張強さ 1 MPa当たりのひずみ 10 までの吸収エネルギーを求めた。
結果を表 3-1、 3-2に示す。
本発明例の高張力冷延鋼板 No . 1、 3、 5、 7 - 8、 10、 12、 14 - 19、 21 - 23、 29 - 34、 37-39は、 いずれも 590 MPa以上の引張強さおよび 16000 MPa - % 以上の優れた強度一伸びバランスを有するだけではなく、 1Q s—1のひずみ速 度で、 ひずみ 10 るまでの吸収エネルギーが 59 MJ ' m— 3以上、 引張強さ 1 MPa当たりのひずみ 10 %までの吸収エネルギーが 0 . 100 MJ · m— 3/MPa以上 となっており、 優れた耐衝撃特性を兼ね備えていることがわかる。
Figure imgf000017_0001
91
09mo請 zdf/ェ:) d .817610/S00Z OAV 表 1-2
H-1
Figure imgf000018_0001
※下線は本発明範囲外を示す。
表 2-1
Figure imgf000019_0001
※下線は本発明範囲外を示す。
表 2-2
Figure imgf000020_0001
※下線は本発明範囲外を示す。
表 3-1
Figure imgf000021_0001
※下線は本発明範囲外を示す。
表 3-2
Figure imgf000022_0001
* 10s-1のひずみ速度でひずみ 10%までの値 ※下線は本発明外を示す。

Claims

1. 質量 で、 C:0.04-0.13 %、 Si:0.3-1.2 %、 Mn:1.0-3.5 %、
P:0.04 以下、 S:0.01 %以下、 Al:0.07 以下、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなり、 かつフェライト相を面積率で 50 以上、 マルテンサイト 相を面積率で 10 以上含み、 前記マルテンサイト相の板厚方向の相間隔に対 する圧延方向の相間隔の比が 0.言85- 1.5であるミクロ糸且織を有し、 さらに前記 マルテンサイト相のナノ硬さが 8 GPa以上である高張力冷延鋼板。
の 2
) 1
2. さらに、 質量 で、 Cr:0.5 以下、 Mo: 0.3 以下、 Ni:0.5 以下、 お 囲
ょぴ B: 0.002 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する請 求の範囲 1の高張力冷延鋼板。
3. さらに、 質量％で、 Ti:0.05 以下、 Nb:0.05 %以下のうちから選ばれた 少なくとも 1種の元素を含有する請求の範囲 1の高張力冷延鋼板。
4. さらに、 質量 で、 Ti:0.05 以下、 Nb:0.05 以下のうちから選ばれた 少なくとも 1種の元素を含有する請求の範囲 2の高張力冷延鋼板。
■5. 質量％で、 C:0.04- 0.13 %、 Si:0.3 - 1.2 %、 Mn:1.0-3.5 %、
P:0.04 以下、 S:0.01 以下、 Al:0.07 以下、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなる鋼スラブを、 熱間圧延により鋼板とした後、 450-650 °Cの 卷取温度で卷取る工程と、
前記巻取り後の鋼板を、 30-70 の冷延圧下率で冷間圧延する工程と、 前記冷間圧延後の鋼板を、 [前記卷取温度 +前記冷延圧下率 χ4.5] - [前記卷 取温度 +前記冷延圧下率 X 5.
5] (°C)の温度域に加熱して焼鈍する工程と、 前記焼鈍後の鋼板を、 10 °C/sec以上の平均冷却速度で 340 °C以下まで 冷却する工程と、
を有する高張力冷延鋼板の製造方法。
6. さらに、 質量％で、 Cr:0.5 以下、 Mo: 0.3 以下、 Ni:0.5 以下、 お よび B: 0.002 以下のうちから選ばれた少なくとも 1種の元素を含有する鋼 スラブを用いる請求の範囲 5の高張力冷延鋼板の製造方法。
7. さらに、 質量％で、 Ti:0.05 以下、 Nb:0.05 以下のうちから選ばれた 少なくとも 1種の元素を含有する鋼スラブを用いる請求の範囲 5の高張力冷延 鋼板の製造方法。
8. さらに、 質量 で、 Ti:0.05 %以下、 Nb: 0.05 以下のうちから選ばれ た少なくとも 1種の元素を含有する鋼スラブを用いる請求の範囲 6の高張力冷 延鋼板の製造方法。
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