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WO2016129548A1 - 降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板 - Google Patents

降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板 Download PDF

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WO2016129548A1
WO2016129548A1 PCT/JP2016/053640 JP2016053640W WO2016129548A1 WO 2016129548 A1 WO2016129548 A1 WO 2016129548A1 JP 2016053640 W JP2016053640 W JP 2016053640W WO 2016129548 A1 WO2016129548 A1 WO 2016129548A1
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隼矢 中田
俊夫 村上
敬祐 小澤
文雄 湯瀬
厚寛 白木
賢司 斉藤
幸博 内海
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Kobe Steel Ltd
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • Patent Document 1 by increasing the Mn content in a steel sheet, a large amount of austenite is retained, thereby improving hydrogen embrittlement resistance in an ultra-high strength region having a tensile strength of 1180 MPa or more and punching.
  • a steel plate that is also excellent in delayed fracture resistance in a hole-drilled part.
  • the steel sheets of the present invention all have a room for improvement in terms of weldability because the Mn content in the steel sheet exceeds 1.5 mass%. .
  • Patent Document 2 discloses a component composition satisfying C of 0.35% by mass or less and Mn of 1.5% by mass or less by increasing the fraction of the soft ferrite phase, and a tensile strength of 1470 MPa or more. And the steel plate which can implement
  • an object of the present invention is to provide an ultra-high strength steel sheet excellent in yield ratio and workability that can satisfy a tensile strength of 1470 MPa or more, a yield ratio of 0.75 or more, and a total elongation of 10% or more. There is.
  • the steel sheet of the present invention contains a predetermined amount of retained austenite (hereinafter, austenite may be expressed as ⁇ ) in which Mn is further concentrated after the matrix phase is martensite. It is a feature.
  • the average Mn concentration in the steel sheet needs to satisfy 1.5% by mass or less, so that the Mn concentration region is formed in the steel sheet of the present invention. That is, the retained austenite formed in the Mn concentration region is stabilized while keeping the Mn concentration of the matrix phase low.
  • N 0.01% or less N is also unavoidably present as an impurity element and lowers the workability of the steel sheet by strain aging, so the N content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. Restrict.
  • an annealing treatment is performed under the condition of holding at 680 ° C. to Ac1 point (more preferably 690 ° C. to [Ac1-10 ° C.]) for 0.8 h or more (more preferably 1 h or more).
  • the carbide is spheroidized and coarsened, and Mn in the carbide is concentrated to 1.2 times or more of the amount of Mn added to the steel sheet.
  • this annealing treatment after cooling to Ac1 point or less, it may be kept in the above temperature range, or may be gradually cooled in this temperature range, or after hot rolling, it is once cooled to less than 680 ° C. You may go after.
  • the tempered martensite is formed by tempering the heat-treated plate at a temperature of 150 to 300 ° C. for 30 to 1200 s, and the strength-elongation balance can be improved.
  • An ultra-high strength steel sheet having excellent properties can be obtained.
  • ⁇ Test method A steel having the composition of each of A to K shown in Table 1 is melted to prepare an ingot having a thickness of 120 mm, and hot rolling is performed using the ingot to obtain a thickness of 2.8 mm. Annealing was performed under the annealing conditions shown in Table 2. After this annealed plate was pickled, it was cold-rolled to a thickness of 1.0 mm to obtain a cold-rolled plate, and the cold-rolled plate was subjected to gamma heat treatment and tempering under the conditions shown in Table 2 below.
  • the local Mn concentration is roughly 3 ⁇ m in the area of 20 ⁇ m ⁇ 20 mm, and quantitative analysis is performed using a field emission electron beam microanalyzer (FE-EPMA). In each field of view, the measurement area is a small area of 1 ⁇ m ⁇ 1 mm. And the Mn concentration in each small region was averaged. The ratio of the small region where the average Mn concentration is 1.2 times or more of the Mn content of the steel sheet is calculated by defining the area ratio of the Mn concentrated region in each field of view, and the area of the Mn concentrated region in three fields of view. Evaluation was performed by arithmetically averaging the rates.
  • FE-EPMA field emission electron beam microanalyzer
  • steel No. Nos. 5 and 10 show the production numbers in Table 2. As shown in FIGS. 5 and 10, since the annealing temperature after hot rolling is too high outside the recommended range, Mn is homogenized by diffusion, and as shown in Table 3, Mn is concentrated in the retained austenite. The total elongation EL is inferior.
  • the ultra-high-strength steel sheet of the present invention is excellent in yield ratio and workability, and is useful for car bodies as cold-rolled steel sheets and various plated steel sheets.

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Abstract

　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌをそれぞれ特定量含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物のうちＰ、Ｓ、Ｎがそれぞれ特定量に制限される成分組成を有し、マルテンサイトが９０面積％以上、残留オーステナイトが０．５面積％以上であり、局所のＭｎ濃度が鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域が１面積％以上存在し、引張強度が１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上、全伸びが１０％以上である超高強度高板。

Description

降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板
　本発明は、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板に関するものである。本発明に係る超高強度鋼板の鋼板種類としては、冷延鋼板のほか、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの各種めっき鋼板をも含むものとする。
　自動車の骨格部材に使用される鋼板には、車体軽量化による燃費向上を目的として高強度化が求められるとともに、衝突安全性を確保するために高い降伏比も求められている。一方で複雑な形状の部品に成形するために、優れた加工性も要求される。
　このため、高い降伏比を有しつつ、伸び（全伸び；ＥＬ）が高められた超高強度鋼板の提供が切望されている。具体的には、引張強度が１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上で、かつ全伸びが１０％以上の鋼板が求められている。
　また、自動車用鋼板は車体の組み立て時や部品の取り付け時に溶接が施されるが、溶接性は鋼板の成分組成に大きく依存し、特にＣとＭｎは多量に添加すると溶接性を悪化させることが知られている。そのため、自動車用鋼板には、Ｃが０．３５質量％以下、かつＭｎが１．５質量％以下を満足する成分組成で、上記機械的特性を満たすことが求められている。
　ここで従来は、高強度鋼板の伸びを高めるため、主に以下の２つの手段が採用されてきた。 
（１）残留オーステナイト量を高め、そのＴＲＩＰ作用を利用する。
（２）軟質なフェライト（ベイニティックフェライトを含む）量を高める。 
　しかしながら、上記（１）の手段では、多量のオーステナイトを残留させるために、ＣやＭｎの添加量を高めることが必要であり、Ｃ≦０．３５質量％かつＭｎ≦１．５質量％を満足できず、十分な溶接性を確保できない問題があった。 
　一方、上記（２）の手段では、伸びを確保するために軟質相が一定量必要であり、降伏比０．７５以上を満足することができず、十分な衝突安全性を確保できない問題があった。 
　例えば、特許文献１には、鋼板中のＭｎ含有量を高めることで、多量のオーステナイトを残留させることにより、引張強度が１１８０ＭＰａ以上の超高強度域において、耐水素脆化特性を高めるとともに、打抜き穴孔加工部における耐遅れ破壊性にも優れるとした鋼板が提案されている。
　しかしながら、上記鋼板は、その実施例に示されるように、発明鋼では、いずれも、鋼板中のＭｎ含有量が１．５質量％を超えており、溶接性の点で改善の余地があった。 
　また、特許文献２には、軟質なフェライト相の分率を高めることで、Ｃが０．３５質量％以下で、かつＭｎが１．５質量％以下を満足する成分組成において、引張強度１４７０ＭＰａ以上で、かつ全伸び１０％以上を実現しうるとした鋼板が提案されている。 
　しかしながら、上記鋼板は、その実施例に示されるように、降伏比０．７５以上を実現できておらず、十分な衝突安全性を確保できない問題点がある。
日本国特開２００８－８１７８８号公報 日本国特開２０１０－９０４３２号公報
　そこで、本発明の目的は、引張強度が１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上で、かつ全伸びが１０％以上を満足しうる、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板を提供することにある。
　本発明の第１発明に係る降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板は、 
　質量％で、
　Ｃ　：０．１５～０．３５％、 
　Ｓｉ：０．５～３．０％、 
　Ｍｎ：０．５～１．５％、 
　Ａｌ：０．００１～０．１０％ 
をそれぞれ含み、 
　残部が鉄および不可避的不純物からなり、 
　前記不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎが、 
　Ｐ　：０．１％以下、 
　Ｓ　：０．０１％以下、 
　Ｎ　：０．０１％以下 
にそれぞれ制限される成分組成を有し、 
　全組織に対する面積率で、 
　マルテンサイト：９０％以上、 
　残留オーステナイト：０．５％以上 
からなる組織を有し、 
　局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域が、面積率で１％以上存在し、 
　引張強度が１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上で、かつ全伸びが１０％以上である 
ことを特徴とする。 
　本発明の第２発明に係る降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板は、上記第１発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｃｕ：０．０５～１．０％、 
　Ｎｉ：０．０５～１．０％、 
　Ｂ　：０．０００２～０．００５０％ 
の１種または２種以上を含むものである。 
　本発明の第３発明に係る降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板は、上記第１または第２発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｍｏ：０．０１～１．０％、 
　Ｃｒ：０．０１～１．０％、
　Ｎｂ：０．０１～０．３％、 
　Ｔｉ：０．０１～０．３％、
　Ｖ　：０．０１～０．３％ 
の１種または２種以上を含むものである。 
　本発明の第４発明に係る降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板は、上記第１～第３発明のいずれかの発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｃａ：０．０００５～０．０１％、 
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１％ 
の１種または２種を含むものである。
　本発明によれば、鋼板全体のＣおよびＭｎの平均濃度を高めることなく、鋼の組織を、マルテンサイトを主要組織とするとともに、残留オーステナイト中にＭｎを濃化させることで、溶接性を確保しつつ、高強度・高降伏比でかつ加工性に優れた超高強度高板を提供できるようになった。
　以下、本発明をさらに詳細に説明する。 
　まず本発明に係る降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける組織について説明する。 
〔本発明鋼板の組織〕
　本発明鋼板は、上述したように、母相をマルテンサイトとしたうえで、さらにＭｎを濃化させた残留オーステナイト（以下、オーステナイトをγと表記することもある。）を所定量含有させることを特徴とするものである。
＜マルテンサイト：９０％以上＞
　マルテンサイトは、鋼板の引張強度１４７０ＭＰａ以上を実現しつつ、０．７５以上の高降伏比を達成するため面積率で９０％以上、好ましくは９２％以上、さらに好ましくは９４％以上必要である。なお、本明細書では、マルテンサイトは、未焼戻しのフレッシュマルテンサイトと焼戻しを受けた焼戻しマルテンサイトの両方を含む意味で用いる。
　なお、残留オーステナイト以外が全てマルテンサイトであって構わないので、残留オーステナイトの下限値（０．５％）を踏まえるとマルテンサイト面積率の上限は９９．５％であり、好ましくは９９％以下である。
＜残留オーステナイト：０．５％以上＞ 
　残留オーステナイトは、そのＴＲＩＰ作用を利用して全伸びを向上させるため面積率で０．５％以上、好ましくは０．６％以上、さらに好ましくは０．７％以上必要である。 
　なお、マルテンサイト以外が、全て残留オーステナイトであって構わないので、マルテンサイトの下限値（９０％）を踏まえると残留オーステナイト面積率の上限は１０％であり、好ましくは５％以下、より好ましくは３％以下、特に好ましくは２％以下である。
　また、本発明鋼板は前記したとおり、マルテンサイトと残留オーステナイトの２相のみからなるもの（２相の合計の面積率が１００％）であって構わないが、不可避的に他の相（フェライト、ベイナイト、パーライトなど）が生じることがありえる。そのような他の相が存在しても、その面積率の合計が９．５％以下であればよい。他の相の面積率の合計は７．５％以下が好ましく、より好ましくは５．５％以下である。
＜局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域：面積率で１％以上＞
　残留オーステナイト中にＭｎを濃化させて該残留オーステナイトの安定性を高めることで、高ひずみ領域にまで残留オーステナイトを残存させることによって、全伸びをさらに向上させ、全伸び１０％以上を確保するためである。一方で、溶接性を確保する観点から、鋼板中の平均Ｍｎ濃度は１．５質量％以下を満たす必要があるため、本発明鋼板ではＭｎ濃化領域を形成させることとした。すなわち、母相のＭｎ濃度を低く保ちつつ、Ｍｎ濃化領域に形成される残留オーステナイトを安定化させる。これにより、局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域の一部が残留オーステナイトとして存在することとなり、全伸びのさらなる向上に寄与することとなる。
　なお、本発明鋼板中に形成される残留オーステナイトは非常に微細であり、直接Ｍｎ濃度を測定することができない。そこで、局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域が面積率で１％以上（好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上）存在することをもって、残留オーステナイト中にＭｎが十分に濃化していることを保証するものである。
　次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１５～０．３５％ 
　Ｃは鋼板の強度に大きく影響する重要な元素である。鋼板の強度を確保するため、Ｃを０．１５％以上、好ましくは０．１６％以上、さらに好ましくは０．１７％以上含有させる。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると溶接性が劣化するため、０．３５％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２５％以下とする。 
Ｓｉ：０．５～３．０％
　Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮するため、Ｓｉを０．５％以上、好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．１％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると溶接性が著しく劣化するため、３．０％以下、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下とする。
Ｍｎ：０．５～１．５％
　Ｍｎも、固溶強化元素として鋼板の強度上昇に寄与する有用な元素である。また、焼入れ性を高めることで、また冷却時のフェライト変態を抑制する効果もある。さらに、オーステナイトを安定化する効果があるため、安定度の高い残留オーステナイトを形成させることができる。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎを０．５％以上、好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは０．９％以上含有させる。しかしながら、溶接性の確保という観点からは、Ｍｎ量は低い方が望ましく、１．５％以下、好ましくは１．３％以下、さらに好ましくは１．１５％以下とする。 
Ａｌ：０．００１～０．１０％
　Ａｌは、脱酸剤として添加される有用な元素であり、このような作用を得るには、０．００１％以上、好ましくは、０．０１％以上、さらに好ましくは、０．０３％以上含有させる。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、鋼の清浄度を悪化させるため、０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下とする。
　本発明鋼板は上記元素を必須の成分として含有し、残部は鉄および不可避的不純物（Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等）であるが、不可避的不純物のうちＰ、Ｓ、Ｎは下記のように各許容範囲まで含有させることができる。
Ｐ：０．１％以下 
　Ｐは、不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで加工性を劣化させるので、Ｐ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下に制限する。
Ｓ：０．０１％以下 
　Ｓも、不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成して、変形時に亀裂の起点となることで加工性を低下させるので、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。 
Ｎ：０．０１％以下 
　Ｎも、不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により鋼板の加工性を低下させるので、Ｎ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。
　その他、本発明の作用を損なわない範囲で、さらに以下の許容成分を含有させることができる。
Ｃｕ：０．０５～１．０％、
Ｎｉ：０．０５～１．０％、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％
の１種または２種以上
　これらの元素は、焼入れ性を高め、オーステナイトからの変態を抑制する効果を有する有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、２種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させても、効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｒ：０．０１～１．０％、
Ｎｂ：０．０１～０．３％、
Ｔｉ：０．０１～０．３％、
Ｖ：０．０１～０．３％
の１種または２種以上 
　これらの元素は、加工性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。このような作用を得るには、各元素とも上記それぞれの下限値以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で含有させてもよいし、２種以上を併用してもかまわない。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、粗大な炭化物が形成され、加工性が劣化するため、各元素とも上記それぞれの上限値以下とする。
Ｃａ：０．０００５～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１％
の１種または２種
　これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることによって加工性を向上させるのに有用な元素である。このような作用を得るには、いずれの元素とも０．０００５％以上含有させるのが好ましい。上記元素は単独で使用してもよいし、２種を併用してもかまわない。しかしながら、過剰に含有させると逆に介在物が粗大化して加工性が劣化するので、いずれの元素とも０．０１％以下とする。
　次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造条件を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
　まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブ（鋼材）としてから、均熱温度１２００℃以下（より好ましくは１１５０℃以下）、仕上げ温度９００℃以下（より好ましくは８８０℃以下）の条件で熱間圧延（熱延）を行い、仕上げ温度からＡｃ１点以下まで冷却することで、ベイナイトもしくはパーライト単相組織、またはフェライトを含むような２相組織とする。
　上記熱延後、６８０℃～Ａｃ１点（より好ましくは６９０℃～［Ａｃ１－１０℃］）で０．８ｈ以上（より好ましくは１ｈ以上）保持する条件で焼鈍処理を施す。この焼鈍処理によって、炭化物を球状化かつ粗大化させるとともに、該炭化物中にＭｎを、鋼板へのＭｎ添加量の１．２倍以上まで濃化させる。なお、この焼鈍処理は、Ａｃ１点以下まで冷却後、そのまま上記温度域に保持してもよいし、この温度域内で徐冷してもよいし、あるいは、熱延後、一旦６８０℃未満まで冷却した後に行ってもよい。 
　なお、Ａｃ１点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の下記式（１）を用いて求めることができる。
　Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ・・・（１）
　ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
　上記焼鈍板を冷間圧延（冷延）した後、この冷延板をオーステナイト単相域温度（Ａｃ３点以上）で５２ｓ以上保持する条件で熱処理（γ化熱処理）することによって、炭化物がオーステナイト化する。前段の焼鈍処理により炭化物にはＭｎが濃化しているため、Ｍｎ濃度が高いオーステナイトが形成される。このオーステナイト単相域温度より、室温まで冷却速度１００℃／ｓ以上で急冷することによって、Ｍｎが、鋼板へのＭｎ添加量の１．２倍以上まで濃化した残留オーステナイトを、母相であるマルテンサイト中に形成できる。
　なお、Ａｃ３点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の下記式（２）を用いて求めることができる。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×√Ｃ－３０×Ｍｎ＋４４．７×Ｓｉ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ－１５．２×Ｎｉ－１１×Ｃｒ－２０×Ｃｕ＋４００×Ｔｉ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ ・・・（２）
　ここで、上記式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す。
　そして、上記熱処理板を、１５０～３００℃で３０～１２００ｓ保持する条件で焼き戻すことによって、焼戻しマルテンサイトが形成され、強度－伸びバランスを向上させることができ、本発明鋼板（降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板）が得られる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することももちろん可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
〔試験方法〕
　下記表１に示すＡ～Ｋの各成分組成を有する鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作製し、このインゴットを用いて熱間圧延を行い、厚さ２．８ｍｍとした後、下記表２に示す焼鈍条件で焼鈍を施した。この焼鈍板を酸洗した後、厚さ１．０ｍｍになるまで冷間圧延して冷延板とし、下記表２に示す各条件で冷延板にγ化熱処理および焼戻しを施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
〔測定方法〕
　得られた各鋼板を用いて、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率、ならびに、局所のＭｎ濃度を測定した。また、鋼板の機械的特性を評価するため、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）についても測定を行った。これらの測定方法については以下に示す。
（マルテンサイトの面積率）
　マルテンサイトの面積率については、各鋼板を鏡面研磨し、その表面を３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡；Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて板厚１／４部の組織を概略４０μｍ×３０μｍの領域５視野について倍率２０００倍で観察し、灰色にみえる領域をマルテンサイトとして定義し、それぞれに視野について求めた面積率を算術平均してマルテンサイトの面積率とした。
（残留オーステナイトの面積率）
　残留オーステナイトの面積率は、各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。
（局所のＭｎ濃度）
　局所のＭｎ濃度は、概略２０μｍ×２０ｍｍの領域を３視野、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いて定量分析を行い、それぞれの視野において、測定領域を１μｍ×１ｍｍの小領域に分割し、各小領域内におけるＭｎ濃度を平均して求めた。この平均Ｍｎ濃度が鋼板のＭｎ含有量の１．２倍以上である小領域の割合を、各視野におけるＭｎ濃化領域の面積率と定義して算出し、３視野のＭｎ濃化領域の面積率を算術平均することで評価を行なった。
（降伏強度、引張強度および全伸び）
　評価対象の各鋼板を用い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定を行うことで降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を求め、さらにＹＳ／ＴＳより降伏比（ＹＲ）を求めた。
〔測定結果〕
　測定結果を下記表３に示す。本実施例では、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が０．７５以上で、かつ全伸び（ＥＬ）が１０％以上のものを○で合格とし、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板であると判定した。一方、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ未満、または、降伏比（ＹＲ）が０．７５未満、または、全伸び（ＥＬ）が１０％未満のものを×で不合格と判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明の要件（上記成分要件および上記組織要件）を充足する発明鋼（鋼Ｎｏ．３、８、１１、１２、１５～２０）は、いずれも、引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲが０．７５以上で、かつ全伸びＥＬが１０％以上を満足しており、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板が得られた。
　これに対して、本発明の要件（上記成分要件および上記組織要件）のうち少なくとも一つを欠く比較鋼（鋼Ｎｏ．１、２、４～７、９、１０、１３、１４）は、引張強度ＴＳと降伏比ＹＲと全伸びＥＬのうち少なくともいずれかの特性が劣っている
　例えば、鋼Ｎｏ．１、６は、表２の製造Ｎｏ．１、６にそれぞれ示すように、熱延後の焼鈍温度が推奨範囲を外れて低すぎるため、表３に示すように、残留オーステナイト中にＭｎが十分に濃化せず、全伸びＥＬが劣っている。
　一方、鋼Ｎｏ．５、１０は、表２の製造Ｎｏ．５、１０にそれぞれ示すように、熱延後の焼鈍温度が推奨範囲を外れて高すぎるため、Ｍｎが拡散により均質化してしまい、表３に示すように、残留オーステナイト中にＭｎが濃化せず、全伸びＥＬが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．２、７は、表２の製造Ｎｏ．２、７にそれぞれ示すように、熱延後の焼鈍保持時間が推奨範囲を外れて短すぎるため、表３に示すように、残留オーステナイト中にＭｎが十分に濃化せず、全伸びＥＬが劣っている。
　また、鋼Ｎｏ．４、９は、表２の製造Ｎｏ．４、９にそれぞれ示すように、γ化熱処理温度が推奨範囲を外れて低すぎるため、十分にオーステナイト化せず、表３に示すように、マルテンサイトが不足し、引張強度ＴＳと降伏比ＹＲが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１３は、表１の鋼種Ｅに示すように、Ｃ含有量が低すぎるため、表３に示すように、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがともに不足するとともに、残留オーステナイト中にＭｎが十分に濃化せず、引張強度ＴＳと降伏比ＹＲが劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１４は、表１の鋼種Ｆに示すように、Ｍｎ含有量が低すぎるため、表３に示すように、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがともに不足し、引張強度ＴＳと降伏比ＹＲが劣っている。 
　以上のように、本発明の要件を満たすことで、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板が得られることが確認された。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１５年２月１３日出願の日本特許出願（特願２０１５－０２６７３６）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の超高強度鋼板は、降伏比と加工性に優れ、冷延鋼板や各種めっき鋼板として車体用に有用である。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１５～０．３５％、 
    　Ｓｉ：０．５～３．０％、 
    　Ｍｎ：０．５～１．５％、 
    　Ａｌ：０．００１～０．１０％ 
    をそれぞれ含み、 
    　残部が鉄および不可避的不純物からなり、 
    　前記不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎが、 
    　Ｐ　：０．１％以下、 
    　Ｓ　：０．０１％以下、 
    　Ｎ　：０．０１％以下 
    にそれぞれ制限される成分組成を有し、 
    　全組織に対する面積率で、 
    　マルテンサイト：９０％以上、 
    　残留オーステナイト：０．５％以上 
    からなる組織を有し、 
    　局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域が、面積率で１％以上存在し、 
    　引張強度が１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上で、かつ全伸びが１０％以上である 
    ことを特徴とする、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに、質量％で、下記（ａ）～（ｃ）の少なくも一つを含むものである、請求項１に記載の降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板。
    （ａ）Ｃｕ：０．０５～１．０％、 Ｎｉ：０．０５～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％の１種または２種以上
    （ｂ）Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｖ：０．０１～０．３％の１種または２種以上
    （ｃ）Ｃａ：０．０００５～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％の１種または２種
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102019217778A1 (de) 2018-11-26 2020-05-28 Mitsubishi Electric Corporation Halbleitervorrichtung
JPWO2022202023A1 (ja) * 2021-03-25 2022-09-29
WO2022259837A1 (ja) * 2021-06-11 2022-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110284064B (zh) * 2019-07-18 2021-08-31 西华大学 一种高强度含硼钢及其制备方法
KR102250333B1 (ko) * 2019-12-09 2021-05-10 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
CN111910129B (zh) * 2020-08-12 2022-01-11 宝武集团鄂城钢铁有限公司 一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法
CN113092255A (zh) * 2021-04-07 2021-07-09 大唐锅炉压力容器检验中心有限公司 一种评估耐热钢安全性的方法和系统
CN115725893B (zh) * 2021-08-25 2024-03-08 宝山钢铁股份有限公司 一种1300MPa级工程机械用超高强钢及其生产方法
US20250179603A1 (en) 2022-03-30 2025-06-05 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods of producing same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2012180570A (ja) * 2011-03-02 2012-09-20 Kobe Steel Ltd 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
WO2013018740A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101011072B1 (ko) * 2008-09-17 2011-01-25 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 후강판 및 그 제조 방법
US8500924B2 (en) * 2008-11-11 2013-08-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel plate and producing method therefor
EP2740815B1 (en) * 2011-08-02 2016-04-13 Shincron Co., Ltd. Method for forming silicon carbide thin film

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2012180570A (ja) * 2011-03-02 2012-09-20 Kobe Steel Ltd 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
WO2013018740A1 (ja) * 2011-07-29 2013-02-07 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102019217778A1 (de) 2018-11-26 2020-05-28 Mitsubishi Electric Corporation Halbleitervorrichtung
JPWO2022202023A1 (ja) * 2021-03-25 2022-09-29
WO2022202023A1 (ja) * 2021-03-25 2022-09-29 日本製鉄株式会社 鋼板
JP7578892B2 (ja) 2021-03-25 2024-11-07 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2022259837A1 (ja) * 2021-06-11 2022-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP7215647B1 (ja) * 2021-06-11 2023-01-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

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