JP2012012642A - 延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超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】質量比で、C:0.15〜0.25%、Si:1.0〜3.0%、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.05%、N:0.005%未満を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織が体積率で40〜85%の焼戻しマルテンサイト相、および体積率で15〜60%のフェライト相を含み、引張強度が1320MPa以上であることを特徴とする延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板。
【選択図】図1
Description
すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
Cはオーステナイトを安定化させる元素であるとともに、鋼板の強度を確保するのに必要な元素である。C量が0.15質量%未満では、焼戻しマルテンサイト相とフェライト相を有する組織において、引張強度1320MPa以上を安定して得ることが困難である。一方、C量が0.25質量%を超えると、溶接部および溶接による熱影響部の硬化が顕著に生じ、溶接性が低下する。このため、C量を0.15〜0.25質量%の範囲とする。より好ましくは0.18〜0.22質量%の範囲である。
Siは、鋼板を硬質化させるのに有効な置換型固溶強化元素である。この効果を発現させるためには、1.0質量%以上含有させる必要がある。Si量が3.0質量%超になると、熱間圧延でのスケール形成が顕著になり、最終製品時の欠陥率が増加し、経済的に好ましくない。そのため、Si量は1.0〜3.0質量%とする。
Mnはオーステナイトを安定化させるとともに、鋼の強化に有効な元素である。しかし、Mnが1.5質量%未満では、鋼の焼入れ性が十分ではなく、焼鈍温度からの冷却中に生じるフェライト相の生成、およびパーライトならびにベイナイトの生成が早期に開始し、強度が著しく低下することから、目的とする強度を有する鋼板を安定して製造することが困難となる。一方、2.5質量%を超えると、偏析が顕著となり、加工性が劣化する場合があるとともに耐遅れ破壊特性が低下する。このためMn量は1.5〜2.5質量%、好ましくは1.5〜2.0質量%とする。
Pは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため低いほうが望ましく、その上限を0.05質量%、好ましくは0.010質量%とする。さらに溶接性向上の観点からは、0.008質量%以下がより好ましい。
SはMnSなどの介在物となって、耐衝撃特性や耐遅れ破壊特性の劣化を誘引するため、極力低い方が望ましく、その上限を0.02質量%、好ましくは0.002質量%とする。
Alは脱酸のために有効な元素であり、有用な脱酸効果を得るためには0.01質量%以上とする必要があるが、0.05質量%を超えて過剰に添加すると鋼板中の介在物が増加し延性を低下させる。このためAl量は0.01〜0.05質量%とする。
Nは含有量が0.005質量%以上になると窒化物の形成による高温および低温での延性が低下する。そのため、N量は0.005質量%未満とする。
NbおよびTiは結晶粒を微細化させる効果があり、鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素あるので、それぞれ0.015質量%以上添加することが好ましい。しかし、Nb、Tiをそれぞれ0.1質量%を超えて含有させても、その効果は飽和するため経済的に好ましくない。このため、NbおよびTiの添加量はそれぞれ0.1質量%以下とする。
Bは鋼板の強度上昇に有効な元素である。B量が5質量ppm未満では、Bによる強度上昇効果が期待できない。一方、B量が30質量ppmを超えると熱間加工性が低下するため、製造上好ましくない。このため、Bの添加量は5〜30質量ppmとする。
スラブ加熱温度が1200℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。したがって、スラブ加熱温度は1200℃以上とする。加熱温度があまりに高くなると酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大につながるため、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延出側温度を800℃以上とすることで、均一な熱延母相組織を得ることができる。仕上げ圧延出側温度が800℃を下回ると、鋼板の組織が不均一となり、延性が低下するとともに成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。したがって、仕上げ圧延出側温度は800℃以上とする。なお、仕上げ圧延出側温度の上限は特に規制されないが、過度に高い温度で圧延するとスケール疵などの原因となるため、1000℃以下程度とすることが好ましい。
焼鈍温度がAC1変態点未満になると、焼鈍中に所定強度確保に必要なオーステナイト相(焼入れ後にマルテンサイト相に変態)が生成せず,焼鈍後焼入れを実施しても所定強度が得られない。焼鈍温度がAC3変態点超であっても、焼鈍温度からの冷却中に析出するフェライト相の体積率を制御することにより、体積率で40%以上のマルテンサイト相を得ることが可能であるが、AC3変態点超で焼鈍した場合、所望の金属組織が得られにくくなる。そのため、焼鈍温度はAC1変態点〜AC3変態点の範囲とする。また、この温度範囲においてオーステナイト相の平衡体積率が40%以上を安定して確保する観点から、760℃以上とするのが好ましく、780℃以上とすることがより好ましい。また、焼鈍温度での保持時間(焼鈍時間)が短すぎるとミクロ組織が十分に焼鈍されずに冷間圧延による加工組織が存在した不均一な組織となり延性が低下する。一方、保持時間が長すぎると製造時間の増加を招き製造コスト上好ましくない。このため、保持時間は30〜1200秒とする。特に好ましい保持時間は250〜600秒の範囲である。
次いで、上記焼鈍温度から100℃/秒以下の平均冷却速度で800〜600℃の温度(徐冷停止温度)まで冷却(以下の説明では、この冷却を「徐冷」という場合がある)する。焼鈍温度からの徐冷中にフェライト相を析出させ、強度−延性バランスを制御することが可能であるが、徐冷停止温度を600℃未満にした場合、ミクロ組織中にパーライトが多量に生成し強度が急激に低下するために、1320MPa以上の引張強度を得ることができない。また、徐冷停止温度を800℃より高温とした場合には、焼鈍温度からの徐冷中に十分な量のフェライト相を析出させることができず、延性を十分に得ることができない。そのため、徐冷停止温度は800〜600℃とする。操業上の徐冷停止温度変動に伴う材質変動を抑制する観点からは徐冷停止温度は700〜750℃とすることが好ましい。
上記徐冷に引き続き、100〜1000℃/秒の平均冷却速度で100℃以下の温度(冷却停止温度)まで冷却(以下の説明では、この冷却を「急冷」という場合がある)する。徐冷後の急冷はオーステナイト相をマルテンサイト相に変態させるために行うが、その平均冷却速度が100℃/秒未満では、冷却中にオーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相またはパーライト相に変態するため、所定の強度を得ることができない。一方、平均冷却速度が1000℃/秒を超えると、冷却による鋼板の収縮割れが生じる可能性がある。このため、急冷時の平均冷却速度は100〜1000℃/秒とする。この冷却は、水焼入れによる急冷が好ましい。
冷却停止温度が100℃超では急冷時にオーステナイトの焼入れが十分に生じないことによるマルテンサイト相の体積率低下、および急冷により生成したマルテンサイト相の自己焼戻しにより、材料強度の低下を誘引するため製造上好ましくない。
上記急冷に引き続き、マルテンサイト相の焼戻しのために、再加熱して100〜300℃の温度範囲で120〜1800秒間保持する焼戻し処理を行う。この焼戻しはマルテンサイト相を軟質化させ、加工性を向上させる。焼戻しを100℃未満で行った場合、マルテンサイトの軟質化が不十分であり、加工性の向上効果が期待できない。また、焼戻しを300℃超で行うことは、再加熱のための製造費用を高めるだけでなく、著しい強度の低下を招き、有用な効果を得ることができない。一方、保持時間を120sec未満とした場合、保持温度におけるマルテンサイトの軟質化が十分には生じないため、加工性の向上効果が期待できない。また、保持時間が1800secを超える場合、マルテンサイトの軟質化が過度に進行することにより強度が著しく低下することに加え、再加熱時間の増加により製造費用を高めるため好ましくない。
AC1[℃]=723−10.7×(質量%Mn)+29.1×(質量%Si) ・・・(1)
AC3[℃]=910−203×(質量%C)1/2+29.1×(質量%Si)−30×(質量%Mn)
+700×(質量%P)+400×(質量%Al)+400×(質量%Ti) ・・・(2)
(1)金属組織の観察
得られた冷延鋼板から試験片を採取し、圧延方向と平行な断面について鏡面研磨後、ナイタールによりエッチングを施し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて微細組織を観察・撮影し、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相などの構成相の種類を同定するとともに、画像解析装置を用いて組織写真を2値化することにより、焼戻しマルテンサイト相およびフェライト相の体積率を求めた。なお、得られた冷延鋼板には残留オーステナイト相が存在する可能性もあるため、発明例についてはX線(Mo-Kα線)測定法により残留オーステナイト相の測定を試みたが、その存在量はいずれもほとんどゼロであったため表3の残部には含めていない。
得られた冷延鋼板から圧延方向と直角にJIS5号引張り試験片を採取し、JIS−Z−2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性(0.2%応力(YS)、引張強度(TS)、破断伸び(EL)を求めた。
得られた冷延鋼板の圧延方向を長手として30mm×100mmに切断および、端面を研削加工した試験片を用い、試験片をポンチ先端の曲率半径10mmで180°曲げ加工を施した。この曲げ加工を施した試験片に生じたスプリングバックを図1に示すようにボルト2により試験片1の内側間隔が20mmになるように締込み、試験片1に応力を負荷したのち、25℃、pH 3の塩酸に浸漬し、破壊が生じるまでの時間を最長100時間まで測定した。100時間以内に破壊が生じないものを合格とした。
2 ボルト
Claims (4)
- 質量比で、C:0.15〜0.25%、Si:1.0〜3.0%、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜0.05%、N:0.005%未満を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織が体積率で40〜85%の焼戻しマルテンサイト相、および体積率で15〜60%のフェライト相を含み、引張強度が1320MPa以上であることを特徴とする延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板。
- さらに、質量比で、Nb:0.1%以下、Ti:0.1%以下、B:5〜30ppmの1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板。
- 破断伸びが12%以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板。
- 請求項1または2に記載の化学成分を有する鋼スラブを1200℃以上に加熱後、仕上げ圧延出側温度800℃以上の条件で熱間圧延した後、酸洗および冷間圧延し、次いで連続焼鈍する際に、AC1変態点〜AC3変態点の温度範囲で30〜1200sec保持した後、100℃/秒以下の平均冷却速度で800〜600℃まで冷却し、引き続き100〜1000℃/秒の平均冷却速度で100℃以下まで冷却し、次いで、再加熱して100〜300℃の温度範囲で120〜1800sec保持する焼戻し処理を施すことを特徴とする延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板の製造方法。
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