JP2009287114A - 耐リジング性に優れた低比重高強度鋼板、低比重高強度メッキ鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明の低比重高強度鋼板は、C:0.2〜0.8重量%、Mn:2〜10重量%、P:0.02重量%以下、S:0.015重量%以下、Al:3〜15重量%、N:0.01重量%以下を含有し、残部がFeおよび不可避の不純物からなり、前記Mnと前記Alの重量比Mn/Alが0.4〜1.0であり、かつ、組織内の残留オーステナイトが1重量%以上としている。さらに、Si、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ti、Zr、Nb、W、Sb及びCaから選択される1種上を特定量含むのが好ましい。この鋼板表面に、メッキ層を片面当たり10〜200μmの厚さで含む低比重高強度亜鉛メッキ鋼板とすることが出来る。
【選択図】なし
Description
C:0.2〜0.8%;
Cは、セメンタイト[(Fe、Mn)3C]とカッパ炭化物[(Fe、Mn)3 AlC]を作り、オーステナイトを安定化させるだけでなく、セメンタイトによる分散強化作用をする。特に、連続鋳造中形成される柱状晶は再結晶が速く熱間圧延時に粗大な対象の組織を形成することがあり、高温の炭化物を形成させ組織を微細化させ、強度を増加させるためにCを0.2%以上添加する。しかし炭素の添加量が増加するとセメンタイトとカッパ炭化物が増加して強度上昇には寄与するが、鋼の延性が著しく低下することがある。特に、Alが添加された鋼では、カッパ炭化物がフェライト結晶粒界に析出して脆性を起こすことがあり、Cの上限を0.8%とする。
Mnは、炭素と共に炭化物の特性を制御し、高温でオーステナイトの形成に寄与する。特に、Cと共存することにより炭化物の高温析出を助長し、それにより粒界の炭化物を抑制して熱間脆性を抑制し、最終的に鋼板の強度向上に寄与する。また、Mnは、鋼の格子定数を増加させ密度を低下させることで鋼材の比重を低める役割もするので2%以上添加する。しかし、過度に添加するとMnの中心偏析及び熱延板で過度なバンド組織をもたらし延性を低下させることがあり、その上限を10%にする。
Pは、本発明で最も抑制が必要な元素である。Pは粒界に偏析して高温脆性と常温脆性を誘発するため鋼の加工性を著しく損なうことがある。また多量のPを含有すると、表面に<100>方位の集合組織が発達してリジングが増加するので、その上限を0.02%にする。
Sは、Pと同様に高温脆性を助長する。特に、粗大なMnSを形成して熱延及び冷延時に圧延板破断の原因となるので0.015%以下にする。
Alは、本発明でC及びMnと共に最も重要な元素である。Alの添加することで鋼材の比重を低減させる効果がでるので3%以上添加する。比重低減のみ考えると、Alを多量添加することが好ましいが、添加量が過度になるとカッパ炭化物、FeAl、Fe3Alのような金属間化合物が増加して鋼の延性を著しく低下させることがあり、その上限を15%にする。
Nは、本発明のように多量のAlを含有させる場合、AlN挺出を起こし柱状晶組織の微細化と等軸晶率の向上に効果的であるが、Nの含量を上げるための費用が増加し、ノズル詰まりや析出によって延性が急激に低下することがある。従って、窒素の上限を0.01%にする。
上述の合金組成を満たしても、Al含量を、Mn含量と連動させて調節することがリジングを抑制する上で、さらに熱間クラックを防止し、高延性の特性を出すに必要である。従って、MnとAlの重量比Mn/Alを0.4未満にすると、組織がフェライトと炭化物の混合組織で構成され、Al偏析及び柱状晶の粗大化により熱延組織の粗大化が避けられないだけでなく、粒界のカッパ炭化物形成により過多リジングの発生及び圧延中クラックの発生の原因となる。MnとAlの重量比Mn/Alを0.4以上にすると、粗大な柱状晶の出現が避けられ、リジングの原因である粗大な{001}<110>〜{112}<110>方位の結晶粒が避けられるだけでなく、カッパ炭化物の粒界析出を抑制して高温で粒界破壊によるクラック発生を防止することが出来る。しかし、重量比Mn/Alが1.0を超えると、高温でオーステナイト変態が起きて第2相分率が増加し、冷却時マルテンサイト変態により強度が過度に増加する一方、延性の低下が起きるので、その上限は1.0に制限する。既存の軽量鋼材ではMnとAlの重量比Mn/Alが比較的低く、一部0.35水準の場合にも熱間脆性とリジングに対して弱い組成を表した場合であるか、低い炭素含量により残留オーステナイトが殆ど形成されない場合であるため、強度−延性が十分ではない。さらにMn/Alの重量比が2.5の水準と高い従来技術は、第2相分率の増加により強度が増加して冷間圧延の負荷が著しく増加するだけでなく、圧延中冷間脆性が起こるという問題点がある。
Siは、Alと同様に鋼の比重を低下させ強度の向上に役立つが、多量添加すると鋼の表面に高温酸化被膜を、厚く不規則に形成することがあり、延性を大きく低下させることがあり、0.1〜2.0%に制限することが好ましい。
Crは、フェライト域確定元素で、延性を低下させずにCr系炭化物を形成する元素として組織を微細化する役割をするので、0.1%以上添加することが出来る。しかし過度になると延性が低下するので、その上限を0.3%にする。
Moは、Crと同様にフェライト域確定元素でありながら、微細な炭化物を形成させる元素で0.05%以上添加する。しかし、過度に含有すると鋼の延性を低下させることがあり、その上限を0.5%にする。
Niは、オーステナイト域確定元素で、熱間圧延中、部分的なオーステナイト導入による組織微細化でリジング性を著しく改善させるが、価格が高く製造コストの上昇を招くことになるので、その範囲を0.1〜2.0%にする。
Cuは、Niと類似な作用をしながらもNiに比べて価格的に有利であることが挙げられ、0.1%以上添加することが出来る。しかしCuが多量添加されると、高温で粒界に液体状態で存在して溶融金属による粒界脆性を誘発し、冷延板のスクラップ(scrap)の原因となることがあり、上限を1.0%とし、添加する場合の範囲を0.1〜1.0%としている。
Bは、微量でも熱間圧延過程でフェライトの回復再結晶を抑制して累積圧下率による組織微細化に役立ち、鋼の強度を増加させるので、0.0005%以上添加する。しかし過度に添加されるとボロンカーバイド(Boro−Carbide)を形成し鋼の延性を低下させ、さらに溶融亜鉛メッキ層で亜鉛の濡れ性を阻害することがあり、その上限を0.003%にする。
Tiは、TiN、TiCなどを形成して鋳造組織の等軸晶向上と結晶粒微細化を成し、カッパ炭化物の分散をよくするので、0.01%以上を添加する。しかし高価な元素であることからコストの上昇を招く問題があり、また析出による強度上昇により延性が低下することがあるので、その上限を0.2%にする。
Zrは、Tiと類似な作用をし、Tiより強力な窒化物及び炭化物を形成するため、0.005%以上添加する。しかし、高価な元素であってコスト上昇となる問題があり、その上限を0.2%にする。
Nbは、Tiと類似な作用をするため0.005%を添加する。しかしTiと異なって高温で固溶強化と再結晶遅れが著しく、熱間圧延の圧延荷重を非常に増加させることがあり、薄い厚さの鋼板を製造し難いことがあるので、その上限を0.2%にする。
Wは、重い元素で、鋼の比重を上昇させる逆作用をするが、W炭化物を形成して炭化物微細化に寄与し、フェライト生成に役立つので、0.1〜1.0%添加することができる。
Sbは、粒界に偏析して粒界エネルギーを低下させ、カッパ炭化物の形成を抑制し、さらにCやAlの粒界拡散を抑制し、表面濃化量を減らすことが出来、合金効率を上げることが出来るだけでなく、Al、Mnなどのような表面濃化物の酸化物の厚さが薄くなり表面特性を向上させる効果があり、0.005%以上添加する。しかし、多量のSbは粒界に偏析して延性を低下させることがあり、0.2%を上限にする。
Caは、CaSのような粗大な硫化物を形成して鋼の熱間加工性を改善するため、0.001%以上添加する。しかし、Caは揮発性元素であって、製鋼で多量添加すると、鋼の靭性を低下させることがあるので、その上限を0.02%にする。
本発明の鋼板には残留オーステナイトが含まれる。残留オーステナイトは、フェライト基地組織の低い強度を補完しながら、なお十分な延性を備えるよう手伝う役割をするため、面積分率で1%以上含む。残留オーステナイトは多量に含まれるほど、より優れた品質を示すが、鋼板の商品性を考えると30%を上限にすることが好ましい。
再加熱温度:1000〜1200℃;
本発明の鋼板を製造するには、先ず鋼スラブを1000〜1200℃の温度で加熱する。再加熱温度が1200℃を超えると鋼スラブに粗大粒が形成されリジング性及び熱延脆性があらわれることがあり、その反面1000℃未満に加熱すると熱間仕上げ圧延温度が低過ぎて薄鋼板を製造することが困難で、圧延中高圧水噴射による高温表面酸化被膜を除去することが出来ず、表面欠陥が発生するという問題がある。従って、再加熱温度は1000〜1200℃の範囲にする。
熱間圧延は、なるべく低い温度で実施することが微細粒を得る上に効果的で、本発明では結晶粒の微細化のために850℃以下の温度で仕上げ圧延する。しかし、温度が低過ぎると、熱間変形抵抗が増加して薄鋼板を製造することが困難で、カッパ炭化物の析出によって伸び組織が出現してリジング欠陥が増加することがあるため、700℃以上の温度で圧延する。
熱間圧延を経た鋼板は、600℃以下の温度で巻取される。これはカッパ炭化物の粗大化及び過多析出を抑制し、粗大粒の2次再結晶現象による異常粗大粒の形成を遮断するための温度条件である。
また、上記熱延鋼板は酸洗い後、冷間圧延過程を経て冷延鋼板で製造することが出来る。
冷間圧延時に冷間圧下率は40%以上で行われる。40%以上の圧下率を加えると冷間加工による蓄積エネルギーの確保が可能で、新たな再結晶組織を得ることが出来るためである。特に、リジングを起こす粗大な{001}<110>〜{112}<110>方位の結晶粒は冷間圧下率が高いほど破壊されやすく、以後、焼鈍過程でリジング抑制に有利な{111}<110>〜{111}<112>集合組織で再結晶することが出来る。従って、冷間圧下率は40%以上と、なるべく高くする。但し、生産効率と経済性を考えて上限は90%以下に制限する。
冷間圧延された鋼板は、以後、表面の圧延油が除去された後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛メッキを実施する。この際、加熱速度は1秒当たり1〜20℃の範囲で金属加熱処理する。上記加熱速度が1℃/秒未満では生産性が低下しすぎ、高温に長い時間露出されることから結晶粒の粗大化及び強度低下の問題が発生して材質が低下することがあり、反面20℃/秒を超える温度では炭化物の再溶解が劣るので、オーステナイトの形成が低下して、最終的に残留オーステナイト量が減少して延性が低くなるという問題が発生することがある。
加熱は、再結晶温度以上900℃以下の範囲で行う。再結晶温度未満では加工硬化組織が残り延性の確保が困難で、900℃を超えると、粗大粒の形成により延性は増加するが、強度が低下しリジングの発生が増加することとなる。特に、リジング抑制に効果的な{111}集合組織は初期に発達成長するため、十分な亀裂時間が必要であり、これによって、10秒以上加熱して強度及び加工性に優れリジング抑制に効果的な{111}集合組織を強化させることが出来る。しかし、加熱時間が180秒を超えると生産性が低下し過ぎ、焼鈍炉とメッキ装置は一体設備であるために、溶融亜鉛メッキ中亜鉛浴と合金化処理時間が増加することとなり、耐食性と表面特性に良くない。
Claims (14)
- C:0.2〜0.8重量%、Mn:2〜10重量%、P:0.02重量%以下、S:0.015重量%以下、Al:3〜15重量%、N:0.01重量%以下で、残部がFeおよび不可避の不純物からなり、前記Mnと前記Alの重量比Mn/Alが0.4〜1.0であり、かつ、組織内の残留オーステナイトが1重量%以上であることを特徴とする低比重高強度鋼板。
- さらに、Si:0.1〜2.0重量%、Cr:0.1〜0.3重量%、Mo:0.05〜0.5重量%、Ni:0.1〜2.0重量%、Cu:0.1〜1.0重量%、B:0.0005〜0.003重量%、Ti:0.01〜0.2重量%、Zr:0.005〜0.2重量%、Nb:0.005〜0.2重量%、W:0.1〜1.0重量%、Sb:0.005〜0.2重量%及びCa:0.001〜0.2重量%からなるグループから選択される1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載の低比重高強度鋼板。
- 引張強度が600〜1000MPaで、比重が7.2g/cm3以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の低比重高強度鋼板。
- 5%引張後2.5mmのカットオフ条件でリジング高さが10μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の低比重高強度鋼板。
- C:0.2〜0.8重量%、Mn:2〜10重量%、P:0.02重量%以下、S:0.015重量%以下、Al:3〜15重量%、N:0.01重量%以下で、残部がFeおよび不可避の不純物からなり、前記Mnと前記Alの重量比Mn/Alが0.4〜1.0であり、組織内の残留オーステナイトが1重量%以上である鋼板の表面に、Zn、Zn−Fe、Zn−Al、Zn−Mg、Zn−Al−Mg、Al−Si、Al−Mg−Siから選ばれる1種で、片面当たり10〜200μmの厚さのメッキ層を有することを特徴とする低比重高強度メッキ鋼板。
- さらにSi:0.1〜2.0重量%、Cr:0.1〜0.3重量%、Mo:0.05〜0.5重量%、Ni:0.1〜2.0重量%、Cu:0.1〜1.0重量%、B:0.0005〜0.003重量%、Ti:0.01〜0.2重量%、Zr:0.005〜0.2重量%、Nb:0.005〜0.2重量%、W:0.1〜1.0重量%、Sb:0.005〜0.2重量%及びCa:0.001〜0.2重量%からなるグループから選択される1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項5に記載の低比重高強度メッキ鋼板。
- 前記鋼板が、引張強度が600〜1000MPa、比重が7.2g/cm3以下であることを特徴とする請求項5または6に記載の低比重高強度メッキ鋼板。
- 前記鋼板が、5%引張後2.5mmのカットオフ条件でリジング高さが10μm以下であることを特徴とする請求項5または6に記載の低比重高強度メッキ鋼板。
- C:0.2〜0.8重量%、Mn:2〜10重量%、P:0.02重量%以下、S:0.015重量%以下、Al:3〜15重量%、N:0.01重量%以下で、残部がFeおよび不可避の不純物からなり、前記Mnと前記Alの重量比Mn/Alが0.4〜1.0である鋼スラブに対して、
1000〜1200℃の範囲に加熱する加熱段階と、
700〜850℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
600℃以下で巻取する巻取段階と、
を含むことを特徴とする低比重高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブが、さらにSi:0.1〜2.0重量%、Cr:0.1〜0.3重量%、Mo:0.05〜0.5重量%、Ni:0.1〜2.0重量%、Cu:0.1〜1.0重量%、B:0.0005〜0.003重量%、Ti:0.01〜0.2重量%、Zr:0.005〜0.2重量%、Nb:0.005〜0.2重量%、W:0.1〜1.0重量%、Sb:0.005〜0.2重量%及びCa:0.001〜0.2重量%からなるグループから選択される1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項9に記載の低比重高強度熱延鋼板の製造方法。
- C:0.2〜0.8重量%、Mn:2〜10重量%、P:0.02重量%以下、S:0.015重量%以下、Al:3〜15重量%、N:0.01重量%以下で、残部がFeおよび不可避の不純物からなり、前記Mnと前記Alの重量比Mn/Alが0.4〜1.0である鋼スラブに対して、
1000〜1200℃の範囲に加熱する加熱段階と、
700〜850℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
600℃以下で巻取する巻取段階と、
40〜90%の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、
再結晶温度〜900℃で1〜20℃/秒の加熱速度で10〜180秒間焼鈍する焼鈍段階と、
を含むことを特徴とする低比重高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブが、さらにSi:0.1〜2.0重量%、Cr:0.1〜0.3重量%、Mo:0.05〜0.5重量%、Ni:0.1〜2.0重量%、Cu:0.1〜1.0重量%、B:0.0005〜0.003重量%、Ti:0.01〜0.2重量%、Zr:0.005〜0.2重量%、Nb:0.005〜0.2%、W:0.1〜1.0重量%、Sb:0.005〜0.2重量%及びCa:0.001〜0.2重量%からなるグループから選択される1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項11に記載の低比重高強度冷延鋼板の製造方法。
- C:0.2〜0.8重量%、Mn:2〜10重量%、P:0.02%以下、S:0.015重量%以下、Al:3〜15重量%、N:0.01%以下で、残部がFeおよび不可避の不純物からなり、前記Mnと前記Alの重量比Mn/Alが0.4〜1.0である鋼スラブに対して、
1000〜1200℃の範囲に加熱する加熱段階と、
700〜850℃の範囲で仕上げ圧延する熱間圧延段階と、
600℃以下で巻取する巻取段階と、
40〜90%の圧下率で冷間圧延する冷間圧延段階と、
再結晶温度〜900℃で1〜20℃/秒の加熱速度で10〜180秒間焼鈍する焼鈍段階と、
Zn、Zn−Fe、Zn−Al、Zn−Mg、Zn−Al−Mg、Al−Si、Al−Mg−Siの1種で、片面当たり10〜200μmの厚さにメッキ層を形成するメッキ段階と、
を含むことを特徴とする低比重高強度メッキ鋼板の製造方法。 - 前記鋼スラブが、さらにSi:0.1〜2.0重量%、Cr:0.1〜0.3%、Mo:0.05〜0.5重量%、Ni:0.1〜2.0重量%、Cu:0.1〜1.0重量%、B:0.0005〜0.003重量%、Ti:0.01〜0.2重量%、Zr:0.005〜0.2重量%、Nb:0.005〜0.2重量%、W:0.1〜1.0重量%、Sb:0.005〜0.2重量%及びCa:0.001〜0.2重量%からなるグループから選択される1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項13に記載の低比重高強度メッキ鋼板の製造方法。
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