JP2010037595A - 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.0005〜0.005%、Si:0.1〜1.0%、Mn:1〜2.5%、P:0.01〜0.2%、S:0.015%以下、sol.Al:0.05%以下、N:0.007%以下、Ti:0.01〜0.1%、B:0.0005〜0.0020%、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.03〜0.5%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつフェライト単相からなる組織を有することを特徴とするTSが440MPa以上の溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
【選択図】なし
Description
i) IF鋼にCuを添加することで高速プラズマ溶接時のハンピングビード発生を抑制し、さらに適切な範囲に鋼中O量を規定することにより高速プラズマ溶接時のハンピングビードの発生をよりいっそう防止できる。
ii) C量を0.005質量%以下とし、Tiを添加してIF鋼とし、かつフェライト単相の組織にすることによりテーラードブランク材としても優れた加工性が得られる。
C:0.0005〜0.005%
C量が0.0005%未満だと、製鋼段階での脱炭精錬の負荷が高くなる(真空脱ガスなどコスト増も招く)。また、C量が0.005%を超えると加工性の劣化を招く。したがって、C量は0.0005〜0.005%とする。好ましくは、C量を0.003%以下とする。
Siは、鋼の高強度化に有効な元素である。そうした効果を得るには、Si量は0.1%以上とする必要がある。しかしながら、Si量が1.0%を超えるとフェライトの脆化を招き、強度-延性バランスを損なう。したがって、Si量は0.1〜1.0%とする。好ましくは、Si量を0.7%以下とする。
Mnは、鋼の高強度化に有効な元素である。そうした効果を得るには、Mn量は1%以上とする必要がある。しかしながら、Mn量が2.5%を超えると、スラブ中の中心偏析を助長したり、最終製品の加工性を劣化させるなどの問題がある。したがって、Mn量は1〜2.5%とする。なお、FeS生成による熱間脆性を防止する観点から、Mnは鋼中の固溶Sと結合し、MnSを形成させる目的で、Mn量を[Mn]、S量を[S]としたとき、([Mn]/55)/([S]/32)>100を満足させることが好ましい。
Pは、鋼の高強度化に有効な元素である。そうした効果を得るには、P量は0.01%以上とする必要がある。しかしながら、P量が0.2%を超えるとHAZ部における粒界破壊の懸念や母材や溶接部の低温靭性の劣化を招くのみならず、粒界偏析して耐衝撃性の劣化を招く。したがって、P量は0.01〜0.2%とする。
S量が0.015%を超えると、Pと同様、母材や溶接部の低温靭性の劣化を招く。したがって、S量は0.015%以下とし、少ないほど好ましい。なお、上記のように、([Mn]/55)/([S]/32)>100を満足させることが好ましい。
Alは通常製鋼段階での脱酸元素として利用されるが、本発明では、酸素を特定範囲にコントロールするため、sol.Al量は0.05%以下とする。sol.Al量が0.05%を超えると、Al2O3が多くなり、加工性を劣化させる他、介在物が溶接割れの起点となり得るなど好ましくない。したがって、sol.Al量は0.05%以下とする。
N量が0.007%を超えると加工性や耐時効性の劣化を招く。したがって、N量は0.007%以下とするが、少ないほど好ましい。
Tiは、CやNと析出物を形成して加工性や耐時効性を向上させる。そうした効果を得るには、Ti量は0.01%以上とする必要がある。しかしながら、Ti量が0.1%を超えると、合金コストの増加をもたらす。したがって、Ti量は0.01〜0.1%とする。なお、次に述べるBの効果を有効に発揮させるには、Ti量を[Ti]、N量を[N]としたとき、[N]-(14/48)[Ti]≦0を満足させることが好ましい。
Bは、固溶状態で存在すると耐二次加工脆性を向上させる。そうした効果を得るには、B量は0.0005%以上とする必要がある。しかしながら、B量が0.0020%を超えると溶接割れを助長する。したがって、B量は0.0005〜0.0020%とする。
Cuは、加工性を劣化させずに高強度化を図れるとともに、高速プラズマ溶接時のハンピングビードの発生を防止するのに効果的な元素である。特に、後述する範囲の鋼中Oとの共存下で効果が高まる。そうした効果を得るには、Cu量は0.05%以上とする必要がある。しかしながら、Cu量が0.5%を超えるとその効果は飽和するとともに、表面性状の著しい悪化を招く。したがって、Cu量は0.05〜0.5%とする。なお、CuとOとの共存下で高速プラズマ溶接時のハンピングビードの発生を防止できる理由は、必ずしも明確ではないが、溶接時に溶融した鋼の粘性が適正化され、溶鋼の流動性が改善されるためと考えられる。
Cuの含有量を上記のようにすると、表面性状が悪化しやすくなる。それを防ぐ目的で、0.03%以上のNiを添加する必要がある。しかしながら、Ni量が0.5%を超えるとその効果は飽和する。したがって、Ni量は0.03〜0.5%とする。なお、Ni量を[Ni]、Cu量を[Cu]としたとき、0.25×[Cu]≦[Ni]≦0.75×[Cu]を満足させることが好ましい。
上述したように、Cuとの共存下で高速プラズマ溶接時のハンピングビードの発生をさらに抑制できる。Cuとの共存下で、おそらく溶接時の溶鋼の粘性・表面張力がさらに適正化されたものと考えられる。そうした効果を得るには、鋼中O量は0.0025%以上とする必要がある。より好ましくは、0.0040%以上とする。しかしながら、その量が0.0080%を超えると、その効果が飽和する他、連続鋳造スラブのブローホールが多くなりスラブ表面の手入れコストが増大したり、介在物が増加して鋼板の加工性を劣化させる悪影響が出る。
Se、Teは、Oと同様に、Cuとの共存下で溶接時の溶鋼の粘性・表面張力を適正化し、高速プラズマ溶接時のハンピングビードの発生を防止する。そうした効果を得るには、SeやTe量は0.0005%以上とする必要がある。しかしながら、SeやTe量が0.01%を超えるとその効果は飽和する。
加工性の観点から、フェライト単相の組織とする必要がある。ここで、フェライト単相とはポリゴナルフェライト相、ベイニチックフェライト相のいずれでもよく、両者が混在していてもよい。なお、440MPaのTSを確保するとともに溶接部の極端な軟化を防止するため、フェライト相の平均粒径は50μm以下であることが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記のような組成を有するスラブを、熱間圧延後、680℃以下の巻取温度で巻取り、酸洗後、圧下率40%以上で冷間圧延し、引続き700〜850℃の温度範囲で再結晶焼鈍を施す方法により製造できる。
巻取温度が680℃を超えるとFeやTiなどとPの化合物ができやすく、その後の冷間圧延-焼鈍時に深絞り加工性に好ましい{111}集合組織の発達を阻害する。したがって、巻取温度は680℃以下とする。より好ましくは650℃以下とする。
加工性の観点から、圧下率は40%以上とする。成形性、とくに深絞り性向上の観点からは圧下率は50%以上とすることが好ましい。
再結晶させるために、焼鈍温度は700℃以上とする必要があるが、850℃を超えるとフェライト粒が粗大化し、強度低下や表面性状の悪化を招く。したがって、再結晶焼鈍温度は700〜850℃とする。十分に再結晶させる観点からは、750℃以上の温度域で30秒以上保持することが好ましい。
-0.02%sol.Al-0.003%N-0.04%Ti-0.0010%Bの鋼No.1〜7を真空溶解法で溶製し、1200℃で1hr加熱後、粗圧延を行って板厚35mmのシートバーを作製した。このシートバーを1250℃で1hr加熱後、7パスで最終圧延入側温度が900℃となるように仕上圧延を行い、580℃で1hrの巻取り相当熱処理を行って板厚4mmの熱延板とした。この熱延板を酸洗によってスケール除去し、圧下率60%で冷間圧延を行って板厚1.6mmの冷延板とし、ソルトバスを用いて830℃で180sec加熱後10℃/secの冷却速度で冷却する再結晶焼鈍を行い、ついで鋼板表面に付着したソルトを除去するための酸洗を行ったのち、伸張率0.5%のスキンパス圧延を施した。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.0005〜0.005%、Si:0.1〜1.0%、Mn:1〜2.5%、P:0.01〜0.2%、S:0.015%以下、sol.Al:0.05%以下、N:0.007%以下、Ti:0.01〜0.1%、B:0.0005〜0.0020%、Cu:0.05〜0.5%、Ni:0.03〜0.5%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつフェライト単相からなる組織を有することを特徴とする引張強度が440MPa以上の溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、O:0.0025〜0.0080%を含有する組成を有することを特徴とする請求項1に記載の引張強度が440MPa以上の溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Se:0.0005〜0.01%およびTe:0.0005〜0.01%のうちの少なくとも1種を含有する組成を有することを特徴とする請求項1または2に記載の引張強度が440MPa以上の溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の組成を有するスラブを、熱間圧延後、680℃以下の巻取温度で巻取り、酸洗後、圧下率40%以上で冷間圧延し、引続き700〜850℃の温度範囲で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする引張強度が440MPa以上の溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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