JP2012026032A - 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】C :0.035%超0.055%以下、Si:0.2%以下、Mn:0.35%以下、P :0.03%以下、S :0.03%以下、Al:0.1%以下、N :0.01%以下、Ti:0.08%以上0.25%以下、B :0.0005%以上0.0035%以下を含有し、且つ、固溶B:0.0005%以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率が95%超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が0.0015以上0.007以下である組織とを有し、引張強さが780MPa以上であり且つ伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板となる。
【選択図】 なし
Description
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、引張強さ(TS):780MPa以上であり且つ優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
(1)質量%で、
C :0.035%超0.055%以下、 Si:0.2%以下、
Mn:0.35%以下、 P :0.03%以下、
S :0.03%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.08%以上0.25%以下、
B :0.0005%以上0.0035%以下
を含有し、且つ、固溶B:0.0005%以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率が95%超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が0.0015以上0.007以下である組織とを有し、引張強さが780MPa以上であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Csのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.035%超0.055%以下、 Si:0.2%以下、
Mn:0.35%以下、 P :0.03%以下、
S :0.03%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.08%以上0.25%以下、
B :0.0005%以上0.0035%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却の平均冷却速度を10℃/s以上とし、前記巻取り温度を550℃以上680℃以下とすることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
(5)(4)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Se、Zn 、Csのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
(6)(4)または(5)において、前記熱延鋼板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
(7)(6)において、前記熱延鋼板に、前記めっき処理に引続き合金化処理を施すことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明の熱延鋼板は、実質的にフェライト単相組織とし、且つ、鋼板中のMn含有量およびSi含有量の低減化を通じて板厚中央部のMn偏析、或いは更にSi偏析を軽減して無害化することにより、鋼板の伸びフランジ性向上を図ることを特徴とする。また、本発明の熱延鋼板は、所望量の微細Ti炭化物を析出させ、さらに固溶BをTi炭化物の周囲に偏析させて微細Ti炭化物の成長、粗大化を抑制することで、鋼板の高強度化を図ることを特徴とする。
本発明の熱延鋼板は、面積率が95%超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が0.0015以上0.007以下である組織を有する。
本発明においては、熱延鋼板の伸びフランジ性を確保する上でフェライト相の形成が必須となる。熱延鋼板の延性および伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板のマトリックス組織を、転位密度の低い延性に優れたフェライト相とすることが有効である。特に、伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板のマトリックス組織をフェライト単相とすることが好ましいが、完全なフェライト単相でない場合であっても、実質的にフェライト単相、すなわち、マトリックス組織全体に対する面積率で95%超がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、フェライト相の面積率は95%超とする。好ましくは97%以上である。
上記のとおり、本発明の熱延鋼板では、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす板厚中央部のMn偏析、更にSi偏析を抑制する目的で、固溶強化元素であるMn、Si含有量を低減するため、固溶強化による鋼板強度の向上化は期待できない。そこで、本発明の熱延鋼板では、強度を確保する上でフェライト相の結晶粒内にTi炭化物を微細析出させることが必須となる。
熱延鋼板に所望の強度(引張強さ:780MPa以上)を付与するうえではTi炭化物の平均粒子径は極めて重要であり、本発明においてはTi炭化物の平均粒子径を10nm未満とする。上記フェライト相の結晶粒内にTi炭化物が微細析出すると、Ti炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延鋼板が強化される。しかしながら、Ti炭化物の粗大化に伴いTi炭化物による析出強化能は低下し、Ti炭化物の平均粒子径が10nm以上になると、固溶強化元素であるMn、Si含有量の低減化に起因する鋼板強度の低下量を補うに十分な鋼板強化能が得られない。したがって、Ti炭化物の平均粒子径は10nm未満とする。より好ましくは6nm以下である。
熱延鋼板に所望の強度(引張強さ:780MPa以上)を付与するうえではTi炭化物の分散析出状態も極めて重要であり、本発明においては、上記フェライト相の結晶粒内に、平均粒子径が10nm未満のTi炭化物を、鋼板組織全体に対する体積比で0.0015以上0.007以下、すなわち、0.15%以上0.7%以下、となるように微細析出させる。上記体積比が0.0015未満では、たとえTi炭化物の平均粒子径が10nm未満であっても、析出物量が少ないため熱延鋼板に所望の強度(引張強さ:780MPa以上)を付与することができない。一方、上記体積比が0.007を超えると、鋼板強度が高くなり過ぎ、伸びフランジ性が劣化する。したがって、上記体積比は0.0015以上0.007以下とする。好ましくは0.002以上0.005以下であり、より好ましくは0.003以上0.005以下である。
C :0.035%超0.055%以下、
Cは、鋼板中でTi炭化物を形成し、熱延鋼板を強化する上で必須の元素である。C含有量が0.035%以下であると所望の体積比のTi炭化物を確保することができず、780MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0.055%を超えると、引張強さが高くなり過ぎ、延性(伸び)が低下する。したがって、C含有量は0.035%超0.055%以下とする。好ましくは、0.04%以上0.05%以下である。
Siは、延性(伸び)低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、通常、高強度鋼板に積極的に含有されている。しかしながら、Siは、本発明の熱延鋼板において回避すべき板厚中央部のMn偏析を助長するとともに、Si自身も偏析する元素である。したがって、本発明では、上記Mn偏析を抑制し、またSiの偏析を抑制する目的で、Si含有量を0.2%以下に限定する。好ましくは0.1%以下であり、より好ましくは0.05%以下である。
Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、通常の高強度鋼板には積極的に含有されている。しかしながら、鋼板にMnを積極的に含有させると、板厚中央部のMn偏析は避けられず、鋼板の伸びフランジ性が劣化する原因となる。したがって、本発明では、上記Mn偏析を抑制する目的で、Mn含有量を0.35%以下に限定する。好ましくは0.3%以下であり、より好ましくは0.25%以下である。
Pは、粒界に偏析して伸びを低下させ、加工時に割れを誘発する有害な元素である。したがって、P含有量は0.03%以下とする。好ましくは0.020%以下、さらに好ましくは0.010%以下である。
Sは、鋼中にMnSやTiSとして存在して熱延鋼板の打ち抜き加工時にボイドの発生を助長し、伸びフランジ性を低下させる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.03%以下とする。好ましくは0.01%以下、さらに好ましくは0.003%以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.01%以上含有することが望ましいが、Alが0.1%を超えると、鋼板中にAl酸化物として残存し、該Al酸化物が凝集粗大化し易くなり、伸びフランジ性を劣化させる要因になる。したがって、Al含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.065%以下である。
Nは、本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。NはTiと結合してTiNを形成するが、N含有量が0.01%を超えると、形成されるTiN量が多くなることに起因して伸びフランジ性が低下する。したがって、N含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.006%以下である。
Tiは、Ti炭化物を形成して鋼板の高強度化を図るうえで必要不可欠な元素である。また、Nと結合してTiNを形成することによりBNの析出を抑制し、後述の固溶Bを確保するうえで重要な元素でもある。Ti含有量が0.08%未満では、所望の熱延鋼板強度(引張強さ:780MPa以上)を確保することが困難となる。一方、Ti含有量が0.25%を超えると、Ti炭化物が粗大化する傾向が見られ、所望の熱延鋼板強度(引張強さ:780MPa以上)を確保することが困難となる。したがって、Ti含有量は0.08%以上0.25%以下とする。好ましくは0.15%以上0.20%以下である。
Bは、固溶状態で鋼板中に存在することにより、Ti炭化物の粗大化を抑制する元素である。B含有量が0.0005%未満では、後述する所望の固溶B量を確保することができない。一方、B含有量が0.0035%を超えると、鋼に焼きが入り易くなり、鋼板のマトリックスを実質的にフェライト単相組織とすることが困難となる。したがって、B含有量は0.0005%以上0.0035%以下とする。好ましくは0.0010%以上0.0025%以下であり、より好ましくは0.0010%以上0.0020%以下である。
固溶Bは、Ti炭化物の粗大化を抑制して熱延鋼板の高強度化する上で極めて重要である。なお、固溶BがTi炭化物の粗大化を抑制する理由は必ずしも明確ではないが、固溶BはTi炭化物とマトリックスとの非整合界面に偏析し易く、固溶BがTi炭化物の周囲に偏析することにより、Ti炭化物の粗大化が抑制されるものと推測される。固溶Bが0.0005%未満では、Ti炭化物の粗大化を抑制する効果が十分に得られず、鋼板中のTi炭化物を所望の平均粒子径(10nm未満)で微細析出させて所望の強度(引張強さ:780MPa以上)とすることが困難となる。したがって、固溶Bは0.0005%以上とする。好ましくは、0.0010%以上である。なお、マトリックスを実質的にフェライト単相として、さらにフェライトの延性を劣化させないという観点からは、固溶Bを0.0025%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0020%以下である。
本発明は、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、平均冷却速度を10℃/s以上とし、巻取り温度を550℃以上680℃以下とすることを特徴とする。なお、仕上げ圧延後の冷却では、30℃/s以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
仕上げ圧延温度の適正化は、熱延鋼板の伸びフランジ性を確保するうえで重要となる。仕上げ圧延温度が850℃未満であると、最終的に得られる熱延鋼板の板厚中央部の、Mnが偏析した位置にバンド状の組織が形成され易くなり、伸びフランジ性が劣化する。したがって、仕上げ圧延温度は850℃以上とする。好ましくは880℃以上である。なお、表面の二次スケールによる疵や荒れを防止するという観点からは、仕上げ圧延温度を950℃以下とすることが好ましい。
先述のとおり、本発明においては、Ti炭化物の周囲に固溶Bを偏析させてTi炭化物の粗大化を抑制し、所望の平均粒子径(10nm未満)とする。ここで、Ti炭化物は、上記仕上げ圧延終了後、鋼組織がオーステナイトからフェライトに変態した後に析出するが、このオーステナイト−フェライト変態点(Ar3変態点)が680℃を超えると、Ti炭化物が大きく成長し易く、Ti炭化物が微細なうちに、Ti炭化物の周囲に固溶Bを偏析させることが困難となる。そこで、本発明では、オーステナイト−フェライト変態点(Ar3変態点)を680℃以下とする目的で、仕上げ圧延終了後、850℃以上の温度から680℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とする。好ましくは30℃/s以上である。
巻取り温度の適正化は、上記のオーステナイト−フェライト変態点(Ar3変態点)を680℃以下とし、且つ、熱延鋼板を所望のマトリックス組織(フェライト相の面積率:95%超)とするうえで重要である。巻取り温度が550℃未満であると、ベイニティックフェライトやベイナイトが生じ易くなり、マトリックスを実質的にフェライト単相組織とすることが困難となる。一方、巻取り温度が680℃を超えると、上記のようにTi炭化物の周囲に固溶Bを偏析させることが困難となって粗大なTi炭化物が生じ易くなり、また、パーライトも生じ易くなり、鋼板強度が低下する。したがって、巻取り温度は550℃以上680℃以下とする。好ましくは、580℃以上650℃以下である。
なお、仕上げ圧延終了後、680〜550℃の温度範囲に60s以上保持すると、上記固溶Bの偏析がより一層促進されるので好ましい。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な断面(L断面)を研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡(倍率:400倍)および走査型電子顕微鏡(倍率:5000倍)にて撮影した組織写真を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
Ti炭化物の平均粒子径は、透過型電子顕微鏡(倍率:340000倍)にて撮影した写真を用い、5視野合計で100個のTi炭化物について、その最大径d(ディスク上下面での最も大きい部分の直径)と、ディスク上下面に直交する方向におけるディスク状析出物の径(厚さ)tとを測定し、前記した算術平均値(平均粒径ddef)として求めた。
Ti炭化物の体積比は、AA系電解液(アセチルアセトンテトラメチルアンモニウムクロライドのエタノール溶液)を電解液として用い、抽出残渣分析によりTi炭化物の重量を求め、これをTi炭化物の密度で割ることによりTi炭化物の体積を求めた。なお、Ti炭化物の密度としては、TiCの密度を用いた。続いて、求めたTi炭化物の体積を、上記抽出残渣分析で溶解したマトリックスの体積で割ることにより算出した。
得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して直角方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片(JIS Z 2201)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ(TS)、伸び (EL)を測定した。
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:130mm×130mm)を採取し、該試験片に初期直径d0:10mmφの穴を打ち抜き加工(クリアランス:試験片板厚の12.5%)で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、該穴にポンチ側から頂角:60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板(試験片)を貫通したときの穴の径dを測定し、次式で穴拡げ率λ(%)を算出した。
穴拡げ率λ(%)={(d−d0)/d0}×100
得られた結果を表3に示す。
Claims (7)
- 質量%で、
C :0.035%超0.055%以下、 Si:0.2%以下、
Mn:0.35%以下、 P :0.03%以下、
S :0.03%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.08%以上0.25%以下、
B :0.0005%以上0.0035%以下
を含有し、且つ、固溶B:0.0005%以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率が95%超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が0.0015以上0.007以下である組織とを有し、引張強さが780MPa以上であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。 - 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項1に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Csのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。
- 鋼素材をオーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.035%超0.055%以下、 Si:0.2%以下、
Mn:0.35%以下、 P :0.03%以下、
S :0.03%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.08%以上0.25%以下、
B :0.0005%以上0.0035%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却の平均冷却速度を10℃/s以上とし、前記巻取り温度を550℃以上680℃以下とすることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Csのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする請求項4に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱延鋼板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする請求項4または5に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱延鋼板に、前記めっき処理に引続き合金化処理を施すことを特徴とする請求項6に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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