JP2011202272A - 加工性に優れた高降伏比を有する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】化学成分が、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.05%、S:0.0050%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.0050%以下およびNb:0.010〜0.100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を90%以上、マルテンサイト相を0.5%以上5.0%未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が70%以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
(1)化学成分が、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.05%、S:0.0050%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.0050%以下およびNb:0.010〜0.100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を90%以上、マルテンサイト相を0.5%以上5.0%未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が70%以上であることを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
まず、本発明の高強度冷延鋼板の組成(化学成分)を限定した理由を説明する。以下において、各成分の「%」表示は、いずれも質量%を意味する。
炭素(C)は、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特に、Nbのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物、あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。また、本発明における、第2相としてのマルテンサイト相の形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、0.05%以上の添加が必要である。一方、C含有量を0.15%よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、C含有量の上限値は0.15%とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、C含有量を0.12%以下とすることが好ましい。
珪素(Si)は、高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度−延性バランスの向上にも寄与する元素である。さらにフェライト相の固溶強化により、硬質な第2相との硬度差を小さくするため、穴広げ性向上にも寄与する。この効果を得るためにはSi含有量を0.10%以上とすることが必要である。強度−延性バランスの向上をより重視する場合には、Si含有量を0.20%以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が0.90%よりも多いと化成処理性が低下するため、Si含有量を0.90%以下とし、より好ましくは0.80%以下とする。
マンガン(Mn)は、固溶強化および第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはMn含有量は1.0%以上とすることが必要である。一方、Mn含有量が2.0%よりも多いと、成形性の低下が著しくなることから、その含有量を2.0%以下とする。
リン(P)は、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはP含有量は0.005%以上とすることが必要である。また、P含有量が0.05%よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、中央偏析しやすくなるため、P含有量の上限値は0.05%とする。
硫黄(S)の含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部延性が低下するため、S含有量の上限を0.0050%とし、好ましくは0.0030%以下である。なお、S含有量の下限値については特に限定する必要はないが、極低S化は製鋼コストが上昇するため、S含有量の下限値は0.0005%とすることが好ましい。
アルミニウム(Al)は、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01%以上含有することが必要である。しかしながら、Alを0.10%を超えて含有しても効果の向上が認められないため、Al含有量の上限は0.10%とする。
窒素(N)は、Cと同様にNbと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。すなわち高強度化には、N量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Nの含有量を0.0050%以下とし、好ましくは0.0030%以下とする。
ニオブ(Nb)は、CやNと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、高降伏比や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Nb含有量を0.010%以上とすることが必要である。しかし、Nb含有量が0.100%よりも多いと、成形性の低下が著しくなるため、Nb含有量の上限値を0.100%とする。
バナジウム(V)は、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有させることができる元素であるが、V含有量を0.10%よりも多くしても、0.10%を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、V含有量は0.10%以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Vを含有させる場合には、0.01%以上含有させることが好ましい。
チタン(Ti)もまた、Nbと同様に、繊細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有させることができる元素であるが、Ti含有量を0.10%よりも多くすると、成形性が著しく低下するため、Ti含有量は0.10%以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Tiを含有させる場合には、0.005%以上含有させることが好ましい。
クロム(Cr)は、焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Cr含有量を0.50%よりも多くしても、効果の向上が認められなくなるため、Cr含有量は0.50%以下とする。なお、高強度化を発揮する上で、Crを含有させる場合には、0.10%以上含有させることが好ましい。
モリブデン(Mo)は、焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Mo含有量を0.50%よりも多くしても、効果の向上が認められなくなるため、Mo含有量は0.50%以下とする。なお、高強度化を発揮する上で、Moを含有させる場合には、0.05%以上含有させることが好ましい。
銅(Cu)は、固溶強化により高強度化に寄与して、また焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Cu含有量を0.50%よりも多くしても、効果の向上が認められず、さらに、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50%以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Cuを含有させる場合には、0.05%以上含有させることが好ましい。
ニッケル(Ni)もまた、Cuと同様に、固溶強化により高強度化に寄与して、また焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与し、さらに、Cuとともに添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ni含有量を0.50%よりも多くしても、効果の向上が認められないため、Ni含有量は0.50%以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Niを含有させる場合には、0.05%以上含有させることが好ましい。
ホウ素(B)は、焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、B含有量を0.0030%よりも多くしても、効果の向上が認められないため、B含有量は0.0030%以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Bを含有させる場合には、0.0005%以上含有させることが好ましい。
鋼板のミクロ組織は、体積分率で、主相(第1相)であるフェライト相を90%以上、第2相であるマルテンサイト相を0.5%以上5.0%未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織である。なお、ここでいう「体積分率」とは、鋼板の全体に対する体積分率を意味し、以下同様である。
以下は、本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法の一実施形態を示すものであり、以下に示す方法に限定されるものではなく、本発明の高強度冷延鋼板を得ることができるのであれば、他の製造方法で製造しても良い。
・熱間圧延開始温度:1150〜1270℃
熱間圧延開始温度は、1150℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下するため好ましくなく、また、1270℃よりも高くしても加熱コストが増大するだけであるため、1150〜1270℃とすることが好ましい。
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は830℃以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。このため、仕上げ圧延終了温度を830〜950℃とする。
仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延の終了後1秒以内の第1冷却時間で冷却を開始して、第3平均冷却速度20℃/秒以上で650〜750℃の温度範囲内にある第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650℃までの温度範囲にて2秒以上の第2冷却時間で空冷することが好ましい。
巻取り温度が650℃よりも高いと、熱間圧延後の冷却過程にて生成した合金炭化物などの析出物が著しく粗大化するため、巻取り温度の上限を650℃とする。一方、巻取り温度が450℃よりも低いと、硬質なべイナイト相やマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度の下限は450℃とする。
熱間圧延工程後、酸洗工程を実施し、熱延鋼板の表層のスケールを除去する。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
酸洗後の熱延鋼板に対し、所定の板厚まで冷間圧延工程を実施する。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。
焼鈍工程は、3〜30℃/秒の第1平均加熱速度で710℃〜820℃の温度範囲内にある第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で30〜300秒間の均熱時間だけ均熱した後、600〜400℃の温度範囲内にある第1冷却温度までを3〜25℃/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3℃/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施す。焼鈍工程においては、フェライト組織の再結晶を進行させるとともに、析出物の溶解や粗大化を抑制することが高強度化に重要である。このような組織形成のためには、昇温中に再結晶を十分に進行させ、2相域にて均熱することで一部をオーステナイト相に変態させ、冷却中に第2相としてマルテンサイト相を0.5%以上5.0%未満含み、且つ、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト(γ)相を含む低温生成相を少量生成させればよく、そのために以下の条件で焼鈍処理を実施する。
2相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。第1平均加熱速度が30℃/秒よりも急速に加熱すると、再結晶が進行しにくくなるため、第1平均加熱速度の上限を30℃/秒とする。一方、第1平均加熱速度:3℃/秒よりも遅いと、フェライト粒が粗大になって強度が低下するため、第1平均加熱速度の下限を3℃/秒とする。
第1加熱温度が710℃よりも低いと、上記の第1平均加熱速度でも未再結晶組織が多く残存し、成形性が低下するため、第1加熱温度の下限を710℃とする。一方、第1加熱温度が820℃よりも高温では、析出物が粗大化して強度が低下するため、第1加熱温度の上限は820℃とし、好ましくは800℃以下である。
上記の第1加熱温度において、再結晶の進行と、鋼組織の一部をオーステナイト変態させるため、均熱時間は30秒以上とすることが必要である。一方、均熱時間が300秒よりも長いと、フェライト粒が粗大化して強度が低下するため、均熱時間は300秒以下とする必要がある。
冷却は、600〜400℃の温度範囲内にある第1冷却温度までを3〜25℃/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3℃/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件で行う。
降伏点や降伏伸びが発生すると、強度、特に降伏応力YSのバラツキが大きくなる懸念があることから調質圧延を実施することが好ましい。
降伏点や降伏伸びを発現させないようにするためには、伸長率が0.3%以上の調質圧延を施すことが好ましい。しかし、伸長率が2.0%よりも大きいと、上記の効果の向上が顕著には認められなくなる他、延性も低下する可能性があるため、伸長率の上限は2.0%とすることが好ましい。
表1に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造し、230mm厚の鋼スラブを製造し、熱間圧延開始温度を1200℃とし、仕上げ圧延の終了温度(FDT)を表2に示す条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後、第1冷却時間:0.1秒で冷却を開始して、表2に示す第3平均冷却速度で、表2に示す第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650℃までの温度範囲にて、第2冷却時間:2.5秒だけ空冷して、板厚:3.2mmの熱延鋼板とした後、表2に示す巻取温度(CT)で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚:1.4mmの冷延鋼板とし、その後、表2に示す第1平均加熱速度で表2に示す第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で表2に示す均熱時間だけ均熱した後、表2に示す第1冷却温度までを、表2に示す第1平均冷却速度で冷却し、その後、表2に示す第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、0.7%の伸長率(圧下率)でスキンパス圧延(調質圧延)を施し、高強度冷延鋼板を製造した。
Claims (9)
- 化学成分が、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.05%、S:0.0050%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.0050%以下およびNb:0.010〜0.100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を90%以上、マルテンサイト相を0.5%以上5.0%未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が70%以上であることを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板。
- 平均粒径が0.10μm以下のNb系析出物を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度冷延鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、V:0.10%以下およびTi:0.10%以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下およびB:0.0030%以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。
- 引張強さが590MPa以上であることを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。
- 化学成分が、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.05%、S:0.0050%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.0050%以下およびNb:0.010〜0.100%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度:1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度:830〜950℃の条件で熱間圧延を行い、冷却後に450〜650℃の温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3〜30℃/秒の第1平均加熱速度で710℃〜820℃の温度範囲内にある第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で30〜300秒間の均熱時間だけ均熱した後、600〜400℃の温度範囲内にある第1冷却温度までを3〜25℃/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3℃/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、0.3〜2.0%の伸長率で調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、熱間圧延の終了後1秒以内の第1冷却時間で冷却を開始して、20℃/秒以上の第3平均冷却速度で650〜750℃の温度範囲内にある第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650℃までの温度範囲にて2秒以上の第2冷却時間で空冷することを伴うものである請求項6に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、V:0.10%以下およびTi:0.10%以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項6または7に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下およびB:0.0030%以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項6〜8のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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