JP2011026690A

JP2011026690A - 省合金型高強度熱延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2011026690A
Application number: JP2009176596A
Authority: JP
Inventors: Yukiko Kobayashi; 由起子小林; Atsushi Takahashi; 淳高橋; Tatsuo Yokoi; 龍雄横井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-07-29
Filing date: 2009-07-29
Publication date: 2011-02-10
Anticipated expiration: 2029-07-29
Also published as: JP5278226B2

Abstract

【課題】自動車部品などに用いられる５４０ＭＰａ以上の強度と優れた加工性を有する熱延鋼板、並びにそれらの製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０３〜０．０６％を含有し、かつＴｉ／Ｃが０．３７５〜１．６であり、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．００９％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＴｉＣ析出物の平均直径が０．８〜３ｎｍ、平均個数密度が1×１０¹⁷個／ｃｍ³以上であることを特徴とする引張強度５４０〜６５０ＭＰａ以上の省合金型高強度熱延鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、特に、自動車部品などに用いられる５４０ＭＰａ以上の強度と優れた加工性を有する熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。

鋼の強度を高めるには、Ｃや、Ｓｉ、Ｍｎなどの元素の添加による固溶強化、Ｔｉ、Ｎｂなどの析出物を利用した析出強化、金属組織を軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトやベイナイトからなる複合組織とする組織強化が有効である。特に、自動車用部材は、軽量化や、安全性及び耐久性の向上が進められており、素材である鉄鋼材料の高強度化が要求されている。

しかし、固溶強化は、析出強化や組織強化に比べて効果が小さく、自動車用部材の素材に求められるような高強度化は困難である。そのため、マルテンサイトなどの硬質相を組み合わせた複合組織鋼が開発されている。この複合組織鋼は、均一伸びにも優れるものの、フェライトと硬質相との硬度差に起因して、局部延性が低く、穴広げ性に劣る。

これに対し、本来のフェライト相の均一組織の優れた変形能を維持したまま高強度化を図ろうとする技術開発が、近年再び検討され始めた。例えば、本発明者らの一部は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの炭化物形成元素を活用し、微細な炭化物を析出させ、フェライトを強化する方法を提案した（例えば、特許文献１〜３、参照）。また。Ｔｉを析出強化に利用した鋼板については、材質のばらつきを低減する方法も提案されている（例えば、特許文献４及び５、参照）。

しかし、これらは比較的、多量の炭化物形成元素を添加するものである。これに対し、炭化物形成元素の添加を抑え、代わりにＡｌおよびＮによる析出強化を利用する方法が提案されている（例えば、特許文献６、参照）。

特開２００７−２６２４８７号公報特開２００７−２４７０４６号公報特開２００７−２４７０４９号公報特開２００６−２１３９５７号公報特開２００７−２３１４０９号公報特開２００７−０７０６４７号公報

特許文献６の鋼板は、ＡｌとＴｉ、Ｎｂなどの窒化物を利用するものであるが、省合金化という観点では、炭化物形成能の最も強いＴｉを主に利用し、他の炭化物形成元素の利用は極力低減することが望ましい。本発明は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖなどの合金元素の添加を抑制し、少量のＴｉの添加によって効率的に析出強化させた、引張強度５４０〜６５０ＭＰａの高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、炭化物形成能が他の元素と比べて非常に高いＴｉを効率的に析出強化に利用するための、析出物のサイズ、および個数密度を見出し、これによって、最も少量の原子の利用で、多くの原子を利用したときと同じ強度を達成することが可能であることを明らかにした。添加元素の量を抑えることで、合金コストの低減が可能になるだけでなく、合金元素の添加に起因する加工性の低下も抑えることができる。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｔｉ：０．０３〜０．０６％
を含有し、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｎ：０．００９％以下
に制限し、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量の合計を０．０１％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ量に対するＴｉ量の比が、
Ｔｉ／Ｃ：０．３７５〜１．６
であり、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が０．８〜３ｎｍであり、平均個数密度が、１×１０¹⁷[個／ｃｍ³]以上であり、引張強度が５４０〜６５０ＭＰａであることを特徴とする省合金型高強度熱延鋼板。

（２）上記（１）に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、上記（１）に記載の成分からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、最終加工温度ＦＴ［℃］を９００℃超として熱間加工を行い、２０℃／ｓ以上で５８０〜６４０℃の範囲内の温度ＭＴ₁［℃］まで１次冷却し、続いて５℃／ｓ以下で、５１０〜６００℃の範囲内であり、前記ＭＴ₁［℃］よりも低い温度ＭＴ₂［℃］まで２次冷却し、巻取ることを特徴とする省合金型高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、より少ないかつ安価な合金元素の添加で効率的に強度を確保することができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。

Ｔｉの析出量を０．０３質量％としたときの、ＴｉＣ析出物の粒子直径と鋼材の析出強化量との関係を示す図である。Ｔｉの析出量を０．０６質量％としたときの、ＴｉＣ析出物の粒子直径と鋼材の析出強化量との関係を示す図である。

本発明では低コストで所望の強度と加工性を確保するために極力合金元素は添加せず、析出強化を最大限活用するような鋼板の製造を目指した。そこで炭化物形成能が他の元素と比べて非常に高いＴｉを効率的に析出強化に利用することを検討した。
本発明者らは、ＴｉＣ析出物のサイズと析出物１個あたりの強化能について、種々の熱処理条件により、析出物のサイズおよび個数密度を変化させた析出強化鋼を製造して詳細に検討を行った。

まず、得られた析出強化鋼から、平行部の直径が６ｍｍφ、長さが３２ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳＺ２２４１に準拠して行い、降伏強度を測定した。各試験片の降伏強度から、析出硬化していない試験片の降伏強度を差し引いて、析出強化量を求めた。

また、ＴｉＣ析出物サイズ及びＴｉＣ析出物密度の測定を、三次元アトムプローブ測定法により、以下のようにして行った。
測定対象の試験片から、切断および電解研磨法により、必要に応じて電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用し、針状の試料を作製する。三次元アトムプローブ測定では、試料表面を一原子層ずつ蒸発させて積算したデータを、再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。

観察されたＴｉＣ析出物の立体分布像の体積とＴｉＣ析出物の数からＴｉＣ析出物の個
数密度が求まる。また、ＴｉＣ析出物のサイズは、観察されたＴｉＣ析出物の構成原子数とＴｉＣの格子定数から、析出物を球状と仮定し算出した直径とし、任意に３０個以上のＴｉＣ析出物の直径を測定し、その平均値として求まる。なお、三次元アトムプローブ測定では、サイズが０．５ｎｍ未満の粒子を固溶状態と判断した。また、本発明の成分範囲の鋼材においては、サイズが５０ｎｍを超える粒子は個数密度が少なく、正確な評価が困難である。そのため、サイズが０．５〜５０ｎｍのＴｉＣ析出物を対象として、ＴｉＣサイズ及びＴｉＣ析出物密度を求めた。

このようにして求めたＴｉＣ析出物のサイズ、個数密度、析出強化量から、析出物のサイズとその析出物１個あたりの析出強化量（転位をピンニングする抵抗力）との関係を計算で求めた。なお、計算式は、転位が粒子を切断するモデルの理論式に基づいている。

次に、鋼材全体の析出強化量に及ぼすＴｉＣ析出物サイズの影響について検討を行った。その際、添加したＴｉによる鋼の最大の析出強化量を評価するために、鋼中に含まれるＴｉの全量が析出し、化学量論的なＴｉＣとなると仮定した。また、ＴｉＣ析出物のサイズが一定、即ち、ＴｉおよびＣの全原子数が一定であると仮定した。
そして、鋼のＴｉ量とＴｉＣ析出物のサイズから個数密度を求め、先に求めた析出物１個あたりの析出強化量と個数密度から鋼材の析出強化量を求めてＴｉＣ析出物のサイズと鋼材の析出強化量との関係を評価した。なお、鋼材の析出強化量は、析出物１個あたりの析出強化量の評価に用いた計算式を変形し、ＴｉＣ析出物のサイズから求めた個数密度によって評価した。

図１および図２に、Ｔｉ量を０．０３質量％および０．０６質量％としたときの、ＴｉＣ析出物のサイズと鋼材の析出強化量との関係を示す。
図１および図２に示すように、平均直径（ＴｉＣ析出物のサイズ）が０．８〜３ｎｍの範囲で、鋼材の析出強化量が特に高くなることがわかる。また、図１と図２とを比較すると、鋼材のＴｉ量が変化しても、粒子直径と析出強化量との相対的な関係は変化しないことがわかる。

したがって、図１および２の結果から、一定量のＴｉを添加した場合、ＴｉＣ析出物の平均直径を０．８〜３ｎｍの範囲とすることで、非常に効率良く析出強化を作用させられることがわかる。すなわち、ＴｉＣ析出物の平均直径を０．８〜３ｎｍの範囲とすれば、０．８ｎｍ未満及び３ｎｍ超の場合に比べて、強度を確保するために必要なＴｉ量を削減することができると考えられる。

以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃは、本発明では、微細なＴｉＣ析出物を生じて析出強化に寄与する重要な元素であり、０．０２％以上の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．０８％を超えると、粗大なセメンタイトが生じ、延性、特に、局部延性が低下する。

Ｓｉは、脱酸元素であり、０．０１％以上を添加する。また、Ｓｉは固溶強化に寄与する元素であるが、含有量が１．５０％を超えると加工性が劣化するため、Ｓｉ量の上限を１．５０％以下とする。

Ｍｎは脱酸、脱硫に有効な元素であり、固溶強化にも寄与するため、０．２％以上を添加する。一方、Ｍｎ量が１．５％を超えると、偏析が生じやすくなり加工性が低下し、またコストが上昇するため好ましくない。

Ｔｉは、フェライトの粒内に微細なＴｉＣ析出物を析出し、析出強化に寄与する極めて重要な元素である。強度を上昇させるため、０．０３％以上を添加することが好ましい。一方、０．０６％を超えるＴｉを添加すると、ＴｉＣ析出物が粗大化しやすくなり、製造を難しくするため、本発明の析出物サイズおよび個数密度を達成するためには０．０６％以下とすることが好ましい。

Ｐは、不純物であり、加工性や溶接性を損なうため、０．１％以下に制限する。特に、Ｐは粒界に偏析して延性を低下させるため、Ｐ量を０．０２％以下に制限することが好ましい。

Ｓは、不純物であり、特に、熱間加工性を損なうため、０．００５％以下に制限する。硫化物などの介在物による延性の低下を抑制するためには、Ｓ量を０．００２％以下に制限することが好ましい。

Ｎは、ＴｉＮを形成し、鋼の加工性を低下させるため、０．００９％以下に制限することが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤であり、０．５％以下を含有させる。なお、Ａｌを過剰に添加すると窒化物を形成し、延性が低下するため、０．１５％以下に制限することが好ましい。

Ｎｂ、Ｍｏ、ＶもＴｉと同様にフェライト結晶粒内に炭化物を析出する元素である。しかし、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖともに合金コストが高い割に見合った析出強化能はＴｉより小さいため、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの合計量を０．０１％以下に制限する。

また、ＣａおよびＲＥＭを介在物の形態を制御するために添加してもよく、含有量が合計で０．０１％以下とすることが好ましい。

その他の不可避的不純物としては、例えば、スクラップから混入する可能性がある、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎが挙げられる。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎなどの含有量の許容範囲は、それぞれ０．０１％以下である。

また、本発明ではＴｉとＣとの含有量の比Ｔｉ／Ｃを１．６以下とすることが重要である。これは原子数の比率に換算するとＴｉ／Ｃが約０．４以下に相当する。従来の析出強化鋼では、ＴｉＣを析出させるために、Ｃに対してＴｉを過剰に含有させていた。しかし、本発明では、添加したＴｉを鋼中に固溶させず、ＴｉＣの析出を促進させ、析出強化に有効に寄与させるために、Ｔｉ量がＣに対して過剰にならないように添加する。

また、Ｔｉ／Ｃが１．６を超えると高温でＴｉＣが析出し易くなり、本発明の製造方法では、ＴｉＣ析出物の平均直径が３ｎｍを超え、平均個数密度が、１×１０¹⁷[個／ｃｍ³]未満になる。より好ましいＴｉ／Ｃの上限は１．０以下である。Ｔｉ／Ｃの下限値は、Ｔｉ量の下限値が０．０３％であり、Ｃ量の上限値が０．０８％であることから、０．３７５以上とする。

次に、本発明の高強度鋼の金属組織について説明する。
本発明の鋼板の金属組織は特に指定しないが、加工性の観点から実質的にフェライトとベイナイトとからなることが好ましい。

析出強化量は、析出物１個あたりの強化量（転位をピンニングする力）と、析出物の個数密度で決まると考えることができる。結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均直径は、０．８ｎｍ未満では、析出物１個当たりのピンニング力が弱く、析出強化への寄与が小さい。一方、ＴｉＣ析出物の平均直径が３ｎｍを超えると、析出物１個あたりの強化量の増加は飽和し、個数密度が減少するため、析出強化量が低下する。析出強化のためには、１．５〜３．０ｎｍのＴｉＣ析出物を利用することが更に好ましい。

結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の個数密度は、効率的に析出強化を活用するために、高いほうが好ましい。強度５４０ＭＰａ以上を達成するためには１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上が必要である。好ましくは２×１０¹⁷個／ｃｍ³以上、さらに好ましくは４×１０¹⁷個／ｃｍ³以上である。
析出物の平均直径と平均個数密度の測定には、前述したように、三次元アトムプローブ測定法を用いる。三次元アトムプローブ法による測定では、針状の試料を用い、１つの結晶粒内の析出状態を観察する。測定に用いる試料数は３以上とし、平均直径は、３０個以上の析出物の直径を測定して求める。また、測定する析出物のサイズは、現状の三次元アトムプローブ測定では、サイズが０．５ｎｍ未満の粒子を固溶状態と判断し、正確に個数密度を算出できる上限が、本発明の成分範囲では、５０ｎｍであるので、０．５〜５０ｎｍのものを測定して、平均直径と平均個数密度を求める。

また、本発明において上記ＴｉＣ析出物とは、炭化物だけでなく、炭化物中に窒素が若干混入した炭窒化物も含むものとする。また、ＴｉＣ析出物の中にＮｂ、Ｍｏ、Ｖが固溶したものも含むものとする。

次に、本発明の高強度鋼の製造方法について説明する。
鋼を常法によって溶製、鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。鋼片は、生産性の観点から、連続鋳造設備で製造することが好ましい。熱間圧延の加熱温度は、炭化物形成元素と炭素を十分に鋼材中に分解溶解させるため、１２００℃以上とする。鋳造後、鋼片を冷却して、１２００℃以上の温度で圧延を開始しても良い。１２００℃以下に冷却された鋼片を加熱する場合は、１時間以上の保持を行うことが好ましい。

熱間加工の終了温度は、９００℃超とする。これは、高温でのＴｉＣ析出物の粗大化を抑制するためであり、熱間加工後は速やかに冷却を開始することが必要である。熱間加工の終了温度は、高温でのＴｉＣの析出を抑制するため、好ましくは９２０℃以上とする。熱間加工後は、１次冷却後、更に２次冷却を行う。

１次冷却の冷却速度は、２０℃／ｓ以上とする。これは、高温でのＴｉＣ析出物の析出、成長や、冷却中のフェライト変態を抑制するためである。高温でのＴｉＣの析出を抑制するためには、１次冷却の冷却速度を５０℃／ｓ以上とすることが好ましい。１次冷却の冷却速度の上限は規定しないが、１００℃／ｓ超にすると、１次冷却の停止温度の制御が困難になる。

１次冷却の停止温度ＭＴ₁［℃］は、高温でのＴｉＣ析出物の生成を抑制するため、５８０〜６４０℃の範囲内とすることが必要である。ＭＴ₁が６４０℃を超えるとＴｉＣ析出物が粗大化し、効率的な析出強化が困難になる。一方、ＭＴ₁が５８０℃未満になると、２次冷却でのＴｉＣ析出物の析出が不十分になる。

更に、２次冷却を行う。２次冷却の冷却速度は、ＴｉＣ析出物の形成を促進するため、５℃／ｓ以下とする。２次冷却の冷却速度の下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、空冷が好ましい。

２次冷却の停止温度ＭＴ₂［℃］は、ＴｉＣ析出物の粗大化を防止し、微細なＴｉＣ析出物を増加させるため、５１０〜６００℃とすることが必要である。なお、２次冷却を施すため、ＭＴ₂［℃］は、ＭＴ₁［℃］よりも低くなる。ＴｉＣ析出物の粗大化を防ぎ十分な析出密度を得るためには１０℃以上低くするのが好ましい。ＭＴ₂［℃］が６００℃を超えるとＴｉＣ析出物が粗大化し、効率的な析出強化が困難になる。一方、ＭＴ₂［℃］が５１０℃未満になると、ＴｉＣ析出物の析出が不十分になる。

表１に示した成分組成を有する鋼を溶解し、鋳造して鋼片を作製した。表１の成分値は化学分析値で質量％である。次に、表２に示した製造条件で鋼片に熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造した。

これらの熱延鋼板から、ＪＩＳＺ２２０１に準拠して５号試験片を採取した。引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行い、引張特性を評価した。

ＴｉＣ析出物のサイズ及び密度の測定は、三次元アトムプローブ測定法によって行った。電解研磨法により針状の試料を作製し、観察されたＴｉＣ析出物の構成原子数とＴｉＣの格子定数から、析出物を球状と仮定し算出した直径をサイズとした。更に、３０個以上のＴｉＣ析出物の直径を測定し、その平均値を求めた。また測定に用いた試料の体積とＴｉＣ炭化物の数からＴｉＣ炭化物の個数密度を求めた。

結果を表２に示す。成分および製造条件が本発明の範囲内であれば、ＴｉＣ析出物のサイズが０．８〜３ｎｍ、個数密度が１×１０¹⁷以上となり、引張強度が５４０ＭＰａ以上になることがわかる。

一方、製造Ｎｏ．１５はＴｉ量が少なく、製造Ｎｏ．１６はＣ量が少なく、Ｔｉ／Ｃの比率も高いため、ＴｉＣ析出物の生成が不十分になり、ＴｉＣの個数密度および強度が低下した例である。製造Ｎｏ．１７はＣ量が多く、延性が低下した例である。製造Ｎｏ．１８は、多量のＭｏが添加されており、ＴｉＣ析出物のサイズおよび個数密度および強度は満たしているものの、合金コストが高くなり、また延性が低下した例である。

製造Ｎｏ．２は一次冷却の冷却速度が遅く、製造Ｎｏ．６および製造Ｎｏ．１４は一次冷却の停止温度が高いため、ＴｉＣ析出物が大きくなり、ＴｉＣの個数密度および強度が低下した例である。

製造Ｎｏ．４は一次冷却の停止温度が低く、製造Ｎｏ．８は二次冷却の冷却速度が速いため、ＴｉＣ析出物の生成が不十分になり、ＴｉＣの個数密度および強度が低下した例である。

製造Ｎｏ．９は二次冷却の停止温度が高く、ＴｉＣ析出物が大きくなり、ＴｉＣの個数密度および強度が低下した例である。製造Ｎｏ．１０は熱間加工の終了温度が低く、高温でのＴｉＣ析出物の粗大化が起きたと考えられ、ＴｉＣの個数密度および強度が低下した例である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｔｉ：０．０３〜０．０６％
を含有し、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｎ：０．００９％以下
に制限し、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量の合計を０．０１％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ量に対するＴｉ量の比が、
Ｔｉ／Ｃ：０．３７５〜１．６
であり、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が０．８〜３ｎｍであり、平均個数密度が、１×１０¹⁷[個／ｃｍ³]以上であり、引張強度が５４０〜６５０ＭＰａであることを特徴とする省合金型高強度熱延鋼板。
請求項１に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、請求項１に記載の成分からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、最終加工温度ＦＴ［℃］を９００℃超として熱間加工を行い、２０℃／ｓ以上で５８０〜６４０℃の範囲内の温度ＭＴ₁［℃］まで１次冷却し、続いて５℃／ｓ以下で、５１０〜６００℃の範囲内であり、前記ＭＴ₁［℃］よりも低い温度ＭＴ₂［℃］まで２次冷却し、巻取ることを特徴とする省合金型高強度熱延鋼板の製造方法。