JP2011122188A - 伸びおよび伸びフランジ特性に優れた引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.03〜0.15%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織全体に占めるベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計の体積率が50%以上で、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の体積率が95%以上であるミクロ組織を有し、平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計が、鋼中に析出している全ての析出物中のTi含有量の合計の50%以上であることを特徴とする引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板。
【選択図】なし
Description
(Mo/96)/{(Ti/48)+(Mo/96)}≧0.25・・・(1)
ただし、(1)式中のTi、Moは析出物中の各成分の重量%を表す。
C:0.06〜0.15%
Cは、硬質なベイナイト相やベイニティックフェライト相の形成を促進したり、ポリゴナルフェライト相中に微細なTiの炭化物(析出物)として析出し、高強度化に有効な元素である。780MPa以上のTSを得るためにはC量を0.06%以上とする必要がある。一方、C量が0.15%を超えると溶接性が低下する。したがって、C量は0.06〜0.15%、好ましくは0.07〜0.12%とする。
Siは、固溶強化に寄与する元素であるが、その量が1.2%を超えると表面性状が著しく劣化し、耐食性が低下する。したがって、Si量は1.2%以下、好ましくは0.9%以下とする。
Mnは、高強度化に有効な元素であるが、その量が0.5%未満だと780MPa以上のTSが得られない。一方、Mn量が2.0%を超えると中心偏析が顕著になり、伸びフランジ特性などの加工性や溶接性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜2.0%、好ましくは0.8〜1.8%とする。
P量が0.04%を超えると粒界に偏析し、低温靱性や伸びフランジ特性などの加工性の低下を招く。したがって、P量は0.04%以下とするが、極力低減することが好ましい。
Sは、MnやTiと硫化物を形成し、伸び特性などの加工性を低下させる。したがって、S量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、その清浄度を向上させるのに有効な元素であるので、0.001%以上含有されていることが好ましい。しかし、Al量が0.05%を超えると介在物が多量に生成し、表面疵の原因になる。したがって、Al量は0.05%以下、好ましくは0.01〜0.04%とする。
Tiは、ポリゴナルフェライト相中で主としてCと結合し微細な析出物を析出し、その高強度化に寄与する元素である。こうした効果を得るにはTi量を0.03%以上とする必要があるが、0.15%を超えるとその効果は飽和し、コストアップを招く。したがって、Ti量は0.03〜0.15%、好ましくは0.05〜0.12%とする。
Vは、鋼を析出強化または固溶強化し、高強度化や疲労強度の向上に寄与する元素である。しかし、その量が0.005%未満だとその効果が乏しく、0.2%を超えるとその効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、V量は0.005〜0.2%とすることが好ましい。
Bは、オーステナイト粒界からのフェライト相の生成や成長を抑制する作用を有する元素であるので、必要に応じて含有させることができる。その効果を得るには、B量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、B量が0.002%を超えると伸び特性などの加工性が低下する。したがって、B量は0.0005〜0.002%とすることが好ましい。
Caは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ特性を改善するために有効な元素である。その効果を得るには、Ca量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Ca量が0.005%を超えると介在物等の増加を招き、表面欠陥や内部欠陥の原因となる。したがって、Ca量は0.0005〜0.005%とすることが好ましい。
2-1) 組織全体に占めるベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計の体積率が50%以上、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の体積率が95%以上
780MPa以上のTSと優れた伸びおよび伸びフランジ特性とを両立させるには、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相を主体とする。すなわち、本発明では、フェライト相生成温度域より低い冷却停止温度で空冷することにより、比較的硬質なベイニティックフェライト相を生成させる。このようなベイニティックフェライト相を存在させることにより、従来、ベイナイト相とポリゴナルフェライト相との混合組織で問題となっていた、これら組織間の大きな硬度差が生じる界面を減少させ、伸びフランジ特性を大幅に改善できることになる。なお、ベイニティックフェライト相は粒内にラスが、ベイナイト相は粒内に炭化物が確認できるものであるが、本発明では、上記のようにベイニティックフェライト相を生成させるため、巻取りの段階で生成するベイナイト相と上記ベイニティックフェライト相の明確な識別が難しい。ただし、結晶粒の形状や炭化物の析出状態から、ベイニティックフェライト相あるいはベイナイト相であることは確認でき、その他の組織とは識別できる。このため、本願発明では、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計として、組織規定を行う。このとき、組織全体に占めるベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計の体積率が50%未満であると、780MPa以上のTSが得られない。このため、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計の体積率は50%以上とし、好ましくは55%以上、より好ましくは60%以上であり、100%であってもよい。残部組織を有する場合は、これを実質的にポリゴナルフェライト相とすることが好ましく、組織全体に占めるベイナイト相およびベイニティックフェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の体積率を95%以上とする必要がある。ベイナイト相およびベイニティックフェライト相とポリゴナルフェライト相以外の組織、具体的には、パーライト相やマルテンサイト相などが合計で5%を超える程多くなると、伸びや伸びフランジ性を著しく損ねることとなるためである。
上述したように、本発明においてはベイナイトおよびベイニティックフェライト以外の残部としては、ポリゴナルフェライトとすることが好ましいが、主体であるベイナイト相やベイニティックフェライト相との硬度差が大き過ぎると伸びフランジ特性の低下を招く。そこで、本発明では、ポリゴナルフェライト相が生成する場合でも、これをある程度硬質化するために、転位の移動を抑制して大きな析出強化能の期待できる平均直径20nm未満のTiを含む微細な析出物を、これら微細な析出物の全析出物中のTi含有量の合計が鋼中に析出している全ての析出物中のTi含有量の合計の50%以上となるように析出させる。このようなTiを含む微細な析出物は、主にTiCであるが、オーステナイト相とフェライト相のTiCの溶解度積の違いから、オーステナイト相からフェライト相へ変態する際に析出しやすく、ポリゴナルフェライト相が生成する場合はポリゴナルフェライト相中に析出して、ポリゴナルフェライト相を硬質化する役割を果たしている。平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計:鋼中に析出している全ての析出物中のTi含有量の合計の50%未満だと、平均直径20nm未満の析出物の数が少なく、ポリゴナルフェライト相の硬質化を図れないため、良好な伸びフランジ性が確保できない。
スラブの加熱温度:1150〜1350℃
熱間圧延後ポリゴナルフェライト相中に微細なTiを含む析出物を析出させるには、スラブ中に析出している粗大なTiを含む析出物などを熱間圧延前に溶解させる必要がある。そのためには、スラブを1150℃以上に加熱する必要がある。一方、スラブを1350℃を超えて加熱するとスケール増大による歩留まり低下を招きやすい。したがって、スラブの加熱温度は1150〜1350℃、好ましくは1170〜1260℃とする。
仕上温度が850℃未満だとフェライトとオーステナイトの二相域で圧延されるため、圧延後に加工組織が残り、伸びフランジ特性が低下する。一方、仕上温度が950℃を超えるとTiを含む析出物が少なくなり、必要な析出強化能を得ることができず、伸びフランジ特性が低下する。したがって、熱間圧延の仕上温度は850〜950℃とする。
一次冷却の平均冷却速度が30℃/秒未満ではパーライト相が生成し、伸びおよび伸びフランジ特性が劣化する。したがって、一次冷却の平均冷却速度は30℃/秒以上とする。平均冷却速度の上限は、特に限定しないが、次の冷却停止温度域で冷却を停止させるには100℃/秒程度の冷却速度が好ましい。なお、一次冷却の方法は、特に限定する必要はなく、例えば、公知のラミナー冷却による水冷を利用できる。
一次冷却後は、ポリゴナルフェライト相中に微細なTiを含む析出物の析出を促進させるために空冷する必要がある。このとき、空冷時間が0.5秒未満では析出物の析出が十分でなく、10秒を超えても析出強化の効果が飽和する。したがって、一次冷却後の空冷時間は0.5〜10秒間、好ましくは0.75〜5秒間とする。なお、空冷時の冷却速度は、概ね15℃/秒以下である。
空冷後は、巻取りまで平均冷却速度20℃/秒以上で二次冷却する。これは、平均冷却速度が20℃/秒未満ではパーライト相が生成し、伸びフランジ特性の低下を招くためである。
巻取温度が300℃未満では著しく硬質なマルテンサイト相が生成し、500℃を超えるとパーライト相が生成して、伸びフランジ特性の著しい低下を招く。したがって、巻取温度は300〜500℃、好ましくは380〜500℃とする。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.03〜0.15%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、組織全体に占めるベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計の体積率が50%以上で、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の体積率が95%以上であるミクロ組織を有し、平均直径20nm未満の析出物中のTi含有量の合計が、鋼中に析出している全ての析出物中のTi含有量の合計の50%以上であることを特徴とする引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- さらに、質量%で、V:0.005〜0.2%を含有する成分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780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- さらに、質量%で、B:0.0005〜0.002%を含有する成分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780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- さらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有する成分組成を有することを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- 請求項1から4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1350℃の加熱温度で加熱し、850〜950℃の仕上温度で熱間圧延後、30℃/秒以上の平均冷却速度で550℃以上630℃未満の冷却停止温度まで一次冷却し、引き続き0.5〜10秒間空冷後、20℃/秒以上の平均冷却速度で二次冷却して、300〜500℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする引張強度が780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
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