JP2012046816A - 高強度高加工性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:0.06〜0.25%、Si:1.0〜3.0%、Mn:0.1〜1.0%、Cr:1.0〜2.0%、Mo:0.01〜0.30%、Al:0.01〜0.5%を含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成の鋼で、Ae3温度以上の温度で最終仕上圧延し、仕上後20秒以内で巻取ることにより製造した、Si-Cr系TRIP型鋼板であり、残留オーステナイトを充分確保しつつマルテンサイトの生成を抑制可能で、ロバスト性も良好である高強度熱延鋼板。
【選択図】図5
Description
そしてこの材料特性上優位なTRIP型鋼板の開発は、今後も、更なる高強度化と総合パフォーマンスの向上が進められていくと思われる。
下記に示す非特許文献2・3についても状況は同じであり、従来までの開発ではSi−Mn系でTRIP型鋼板が研究実用化されている。
また、Crの変態挙動遅延効果に着目した下記の特許文献1についても、TRIP型鋼板に対する展開は考慮されていない(低Si系材料)。
また、従来型Si−Mn系TRIP型鋼板では、変態が急速に進行し、それが原因で引張強度等の特性にバラつきが生じがちである。
詳細には、オーステナイトフォーマーであるCを除く主要な化学成分が、Si,Cr,Mo,Alを含むフェライトフォーマー元素であるとともに、金属組織として残留オーステナイトを含む高強度高加工性熱延鋼板であり、望ましくは、下記の(1)式を満足するものである。
0.42 ≦ C+0.24×(Cr+Mo)≦ 0.68 ・・・・・・・・・・・・・・(1)
この成分系を適切に用いる事で、未変態オーステナイトの変態挙動が緩慢(温度に対する感受性が鈍くなる)となり、熱間圧延中に生じる様々な冷却ムラ(温度偏差)に対しても特性が変動しにくい良加工性TRIP型高強度鋼板を、熱間圧延のみで(冷間圧延を行うことなく)超高強度かつ厚肉サイズまで製造可能となるのである。
A;0.18C-1.20Si-1.80Mn-0.10Cr(Si-Mn系)
B;0.18C-1.00Si-0.31Mn-1.90Cr(Si-Cr系)
のサンプルをAe3点以上(950℃)から各熱処理温度に急冷後2時間保持し水焼入れした時の引張強度を示したものである。鋼種Aが各温度でベイナイト変態を終了し低温側ほど強度の上がる通常の変態(特性)挙動を示すのに対し、鋼種Bは、高温側の各温度で強度が上昇していることがわかる。これは、鋼種Bでは、オーステナイトの変態が遅延し未変態のまま存在する(変態が遅延してオーステナイトのままでいる為、最終の水焼入れでマルテンサイト化し強度が上昇する)ためであると考えられる。
Si-Mn系の鋼種Aは巻取り模擬温度に対し引張強度変化が大きくなるが、Si-Cr系の鋼種Bは強度変化が小さく、かつ、伸びの値も鋼種Aと同等になる事がわかる。
この効果により、Si-Cr系の熱延TRIP鋼板は、伸びを担保したまま安定した強度を確保する事が可能で、従来、製造が難しかった980MPa超の熱延TRIP鋼板も製造可能となるのであり、この場合の組織設計としてはフェライト+ベイナイト+残留オーステナイト、又は、ベイナイト+残留オーステナイトの二者択一が可能となる。
こうした適切な種類と量の化学成分を含むこととすれば、上記のようにマルテンサイト組織を実質的に有していない(つまり全体における同組織の比率が2%程度以下の)、望ましい機械的性質を発揮するTRIP型高強度高加工性熱延鋼板とすることが容易である。
引張強度のレベルについては、C及びMnその他の量を適宜調整する事で590MPa以上1470MPa未満に作り分けする事が可能である。低強度側を設計する場合や高速軸圧潰性能の向上のため等で、軟質なフェライト組織を用いた鋼板としたい場合には、下記の式を満足する成分配合が好ましい。
6.46*C-0.26*Si+1.30*Mn+0.49*Ni+0.89*Cr+3.03*Mo<2.57 ・・・・・・・(2)
なお、各成分の作用については後述する。
そのような鋼板は、上述の組織を有していて高い強度と良い伸び特性とを兼ね備えるものだからである。
また、さらに、仕上圧延の圧延完了後、20秒以内でBs 以下Ms+50℃以上で巻き取ることとするのが好ましい。なお、Ae3(α⇔γ平衡変態温度)は下記の(3)式、Bs(ベイナイト変態開始温度)は(4)式、Ms(マルテンサイト変態開始温度)は(5)式で示す。
Ae3=919-266*C+38*Si-28*Mn-27*Ni-11*Cr+12*Mo・・・・・・・・・・・ (3)
Bs=649-83*C-19*Si-26*Mn-30*Ni-21*Cr-29*Mo・・・・・・・・・・・・(4)
Ms=539-423*C-30.4*Mn-17.7*Ni-12.1*Cr-7.5*Mo・・・・・・・・・・・・(5)
この製造方法によれば、高温の単相域で圧延されるため、圧延方向及び圧延直角方向の材質異方性が低減出来、さらなる加工性の向上が図れるのである。
また、この製法によれば、従来フェライトを利用する際などに用いられている二段冷却などの水冷制御も必要ではなく、その温度管理が容易である。更に、20秒以内と短時間でコイル状に巻き取る為、板状で受ける強制冷却中の外乱影響を極力抑える事が可能である。発明者らの製造試験によると、後述のように、こうした条件によって上述の高強度高加工性熱延鋼板を得ることができ、冷間圧延を施すことなく高い強度と良好な伸び特性とを享受できる。
鋼板の成分系として、C: 0.06〜0.25%、Si: 1.0〜3.0%、Cr: 1.0〜2.0%、Mo: 0.01〜0.30%、Al: 0.01〜0.5%を含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成である。さらに、Mn: 0.1〜1.0%、Ni: 0.01〜0.50、Ti: 0.02〜0.20%、Nb: 0.02〜0.10%、V:0.02〜0.20%、B:0.0001〜0.0030%のうちいずれか1種以上を含有するものも好ましい。
CrとMnとのみについて発明の鋼板の成分範囲を図示すると、図1における細線の□枠内に入る。
なお、ここで述べる薄鋼板とは、板厚が1.0から6.0mmの鋼板のことである。製造する鋼板は、主として自動車、家電製品、電子機器製品、等の高い加工性と強度が必要な部品に使用することが出来る。その他、鋼管用の素材としても適用が可能である。
炭素(C)としては、0.06〜0.25%の範囲の量とした。下限は冷却中に発生するフェライト相に伴うC濃縮を考慮しても残留オーステナイトを有効利用する為には最低限必要な量であり、上限は溶接性の観点から0.25%とした。
0.42 ≦ C+0.24*(Cr+Mo)≦ 0.68 ・・・・・・・・・・・・・・(1)
で制限される範囲にする事が、残留オーステナイトを充分に確保しつつ、実質的にマルテンサイトを含まない良好な特性を安定して得る上でより好ましい。
これら元素は、フェライト粒や残留オーステナイト粒を微細に分散させるために有効な元素であり、製造上の許容範囲で適量を1種又は2種添加したものも好ましい。
巻取り温度はBs 以下,Ms+50℃以上の温度範囲にすることにより、Crの変態遅延効果を有効に利用し、オーステナイトを残留させ、マルテンサイトの発生を抑制する。
ここで巻取り温度をBs 以下、Ms+50℃以上としたが、Ms+50℃以下の温度範囲ではCrによる変態遅延効果に伴うC濃縮が不完全と成りやすく、マルテンサイト組織が生成しやすくなる。またBs 以上の温度では組織が粗大化し、かつ特性上最も有害なパーライトが出現する可能性が高まる為その範囲を限定する。
また、図5(b)は、C濃化が不十分となりマルテンサイトが多量に生じた場合の分布像を示したものであり、黒色のマルテンサイト領域が残留オーステナイトと絡むように生じていて最終的にC濃化不十分な領域がマルテンサイト化したのが判る。(表2に示す実施事例No3)
本発明は、以上の知見に基づき開発されたものである。
表1に示す化学成分(重量%)を有する溶鋼を、連続鋳造法もしくは鍛造法によりスラブ(圧延素材)とした。続いてこれらのスラブを再加熱し、熱間圧延を行い、熱延鋼板とした。
0.42 ≦ C+0.24*(Cr+Mo)≦ 0.68 ・・・・・・・・・・・・・・(1)
を満たす成分のもので、うち鋼種C・Dは、前述の(2)式、すなわち
6.46*C-0.26*Si+1.30*Mn+0.49*Ni+0.89*Cr+3.03*Mo<2.57 ・・・・・・・(2)
をも満たすものである。
比較例の鋼種Aは従来型Si-Mn系の成分でマンガン(Mn)とクロム(Cr)の量が本発明の範囲から外れている。
比較例の鋼種Gも炭素量(C)の低い場合の例で、同じくマンガン(Mn)とクロム(Cr)の量が本発明の範囲から外れている。
比較例の鋼種Hはシリコン(Si)が本発明の範囲から外れている例である。
比較例の鋼種Iは炭素量(C)が高く(1)式の上限を外れている例である。
No6、7は低強度側(低C)の実施事例であり、フェライト相を含むTRIP鋼板で所期の特性が得られている。但し、No8に示す通り、巻取り温度をBs点よりかなり高くした場合には、パーライトが生成し著しい伸びの劣化を招く。
No9〜11は高Si含有鋼で高強度側を狙ったものであり、より優れたTS*Elの値を達成できる。但し、No10に示す通り、熱延仕上温度をAe3点以下の二相域にすると圧延方向と直角方向引張りでの伸び値の差ΔElが大きくなり成形上の観点からは好ましくない。
No12は低Cでの従来型Si-Mn系でNo13はSi量が範囲を外れたものであるが、両者とも充分な残留オーステナイトが得られず特性上も見劣る結果となる。
No14は、Cが高く(1)式の上限を超えている為、変態遅延効果過大で多量のマルテンサイトが残存した例である。
今回の結果から、高Si鋼程特性が向上する知見や成分系でフェライト相の有無に関する差異が生じているが、これらは、本開発鋼の根幹に関わるものではない。
但し、フェライト相の有無については実現強度に大きな影響を及ぼす為、(2)式を用いて複合組織に対する設計判断(フェライト相の要否)をする必要がある。
Claims (7)
- オーステナイトフォーマーであるCを除く主要な化学成分が、Si,Cr,Mo,Alを含むフェライトフォーマー元素であるとともに、金属組織として残留オーステナイトを含む高強度高加工性熱延鋼板。
- 質量%でC: 0.06〜0.25%、Si: 1.0〜3.0%、Cr: 1.0〜2.0%、Mo: 0.01〜0.3%、Al: 0.01〜0.5%を含み,フェライト+ベイナイト+残留オーステナイト組織またはベイナイト+残留オーステナイト組織で構成され、実質的にマルテンサイトを含まない請求項1に記載の高強度高加工性熱延鋼板。
- 質量%で下記成分範囲式を満足する請求項2に記載の高強度高加工性熱延鋼板。
0.42 ≦ C+0.24×(Cr+Mo)≦ 0.68 ・・・・・・・・・・・・・・(1) - 質量%でMn: 0.1〜1.0%、Ni: 0.01〜0.50、Ti: 0.02〜0.20%、Nb: 0.02〜0.10%、V: 0.02〜0.20%、B: 0.0001〜0.0030%のうち1種以上をさらに含有し、残部は鉄および不可避的不純物の組成にてなることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の高強度高加工性熱延鋼板。
- 質量%で下記成分範囲式を満足する請求項4に記載の高強度高加工性熱延鋼板。
6.46*C-0.26*Si+1.30*Mn+0.49*Ni+0.89*Cr+3.03*Mo<2.57 ・・・・・・・(2) - 板厚が1.0mm以上6.0mm以下で、引張り強さが590MPa以上1470MPa未満であり、引張り強さと伸び値との積が20,000(MPa・%)以上であることを特徴とする請求項1〜5のいずれかに記載の高強度高加工性熱延鋼板。
- 請求項1〜6のいずれかに記載した高強度熱延鋼板の製造方法であって、
上記成分範囲にある1200℃以上の鋼材を粗圧延した後、複数スタンドを有する熱間圧延機によって、Ae3温度以上のオーステナイト域で最終仕上圧延を完了し、20秒以内にMs点+50℃以上Bs点以下で巻き取り、その後3℃/hr〜20℃/hrの平均冷却速度で常温まで冷却することを特徴とする高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
ただし、Ae3温度、Bs点およびMs点は、下記の温度(℃)を示す。
Ae3=919-266*C+38*Si-28*Mn-27*Ni-11*Cr+12*Mo・・・・・・・・・・・ (3)
Bs=649-83*C-19*Si-26*Mn-30*Ni-21*Cr-29*Mo・・・・・・・・・・・・(4)
Ms=539-423*C-30.4*Mn-17.7*Ni-12.1*Cr-7.5*Mo・・・・・・・・・・・・(5)
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