JP2012077336A - 曲げ特性と低温靭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】質量%で、C:0.08〜0.25%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜1.5%、P、S、Alを適正範囲に調整し、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.05%、Mo:0.1〜1.0%、Cr:0.1〜1.0%、B:0.0005〜0.0050%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が20μm以下で、かつ圧延方向に直交する断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下である組織の高強度熱延鋼板。
【選択図】なし
Description
このような要求に対し、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Mn:0.70〜2.50%、Ti:0.12〜0.30%、B:0.0005〜0.0015%を含み、さらにSi、P、S、Al、Nを適正量に調整して含む鋼スラブを、1250℃以上に加熱し、Ar3変態点以上950℃以下で全仕上圧下率80%以上で熱間圧延し、800〜500℃の範囲の冷却速度を30〜80℃/sで冷却し、500℃以下で巻取る、加工性および溶接性のよい高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献1に記載された技術によれば、降伏点890MPa以上、引張強さ950MPa以上の高強度熱延鋼板が得られるとしている。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、板厚が3mm以上12mm未満で、大型建産機の構造部材用として好適な、降伏強さYS:960MPa以上の高強度を有し、さらにvE−40が40J以上、好ましくは50J以上の高靭性を有し、さらに曲げ特性にも優れた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:0.08〜0.25%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜1.5%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.10%、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.05%、Mo:0.1〜1.0%、Cr:0.1〜1.0%を含み、さらに、B:0.0005〜0.0050%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、圧延方向に平行な断面(L方向断面)における旧オーステナイト粒の平均粒径が20μm以下で、かつ圧延方向に直交する断面(C方向断面)における旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下である組織を有することを特徴とする曲げ特性と低温靭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、V:0.001〜0.05%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする高強度延鋼板。
(5)鋼素材に、該鋼素材を加熱する加熱工程と、該加熱された鋼素材を粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施す熱延工程と、冷却工程と、巻取工程を順次施し、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量%で、C:0.08〜0.25%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜1.5%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.10%、Nb:0.001〜0.05%、Ti:0.001〜0.05%、Mo:0.1〜1.0%、Cr:0.1〜1.0%を含み、さらに、B:0.0005〜0.0050%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記加熱工程が、1100〜1250℃の温度に加熱する工程であり、前記熱延工程の粗圧延により前記加熱された鋼素材をシートバーとし、前記熱延工程の仕上圧延が、前記シートバーに、再結晶オーステナイト域での累積圧下率と部分再結晶オーステナイト域および未再結晶オーステナイト域での累積圧下率との比を3〜50とする圧延を施すものであり、前記冷却工程が、前記仕上圧延終了後、直ちに冷却を開始し、750℃〜500℃の温度範囲の平均冷却速度でマルテンサイト生成臨界冷却速度以上とし、冷却開始から30s以内に、Ms点+50℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度±100℃の温度範囲で10〜60s保持する工程であり、前記巻取工程が、巻取温度を前記冷却停止温度±100℃の範囲の温度として、コイル状に巻き取る工程であることを特徴とする曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
(7)(5)または(6)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
C:0.08〜0.25%
Cは、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために、0.08%以上の含有を必要とする。一方、0.25%を超える過剰な含有は、溶接性を低下させるとともに、母材靭性を低下させる。このため、Cは0.08〜0.25%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.20%である。
Siは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.01%以上の含有で認められる。一方、1.0%を超えるSiの多量含有は、Cをγ相に濃化させ、γを安定化し、組織の複合化を促進し強度が低下するうえ、溶接部にSiを含む酸化物を形成し、溶接部品質を低下させる。このため、本発明では、Siは0.01〜1.0%の範囲に限定した。なお、組織の複合化を抑制する観点から、Siは0.8%以下とすることが好ましい。
Mnは、焼入性を向上させる作用を有し、焼入性向上を介し鋼板の強度を増加させる。また、Mnは、MnSを形成しSを固定することにより、Sの粒界偏析を防止してスラブ(鋼素材)割れを抑制する。このような効果を得るためには、0.8%以上の含有を必要とする。一方、1.5%を超える含有は、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このMn濃化部を消失させるには、1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。このため、Mnは0.8〜1.5%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9〜1.4%である。また、遅れ破壊防止という観点からは、Mnは1.2%以下とすることがより好ましい。
Pは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する。しかし、0.025%を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、Pは0.025%以下に限定した。なお、好ましくは0.015%以下である。
S:0.005%以下
Sは、Pと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、0.005%を超えて過剰に含有すると、スラブ割れを生起させるとともに、熱延鋼板においては粗大なMnSを形成し、延性の低下を生じさせる。このため、Sは0.005%以下に限定した。なお、好ましくは0.004%以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005%以上含有することが望ましい。一方、0.10%を超える含有は、溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.005〜0.10%に限定した。なお、好ましくは0.05%以下である。
Nb:0.001〜0.05%
Nbは、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にするとともに、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.05%を超える過剰な含有は、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。このため、Nbは0.001〜0.05%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.04%である。
Tiは、窒化物を形成しNを固定しスラブ(鋼素材)割れを防止する作用を有するとともに、炭化物として微細析出することにより、鋼板を高強度化する。このような効果は、0.001%以上の含有で顕著となるが、0.05%を超える含有は析出強化により降伏点が著しく上昇し、靭性が低下する。また、Ti炭窒化物の溶体化に1250℃超という高温加熱を必要とし、旧オーステナイト粒の粗大化を招き、所望の旧オーステナイト粒のアスペクト比への調整が困難となる。このため、Tiは0.001〜0.05%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.035%である。
Moは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.1%以上含有する必要がある、一方、1.0%を超える多量の含有は、溶接性を低下させる。このため、Moは0.1〜1.0%に限定した。なお、好ましくは0.2〜0.8%である。
Crは、焼入性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とする。一方、1.0%を超える過剰の含有は、溶接性を低下させる。このため、Crは0.1〜1.0%に限定した。なお、好ましくは0.2〜0.8%である。
Bは、γ粒界に偏析し、少量の含有で焼入れ性を顕著に向上する作用を有し、所望の高強度を確保するために必須の元素である。このような効果を得るためには、0.0005%以上の含有を必要とする。一方、0.0050%を超えて含有しても、効果が飽和するため、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Bは0.0005〜0.0050%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0030%である。
V:0.001〜0.05%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上
V、Cu、Niはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて1種または2種以上を選択して含有できる。
Niは、鋼中に固溶して強度増加に寄与するとともに、靭性を向上させる元素である。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。一方、0.50%を超える多量のNi含有は、材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Niは0.01〜0.50%の範囲に限定することが好ましい。
Caは、SをCaSとして固定し、硫化物系介在物を球状化し、介在物の形態を制御する作用を有し、さらに、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくし、水素のトラップ能を低下させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.0005%以上含有させることが望ましいが、0.005%を超えて含有すると、CaOの増加を招き、耐食性、靭性を低下させる。このため、Caは含有する場合には、0.0005〜0.005%に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0030%である。
Nは、鋼中に不可避的に含有されるが、過剰の含有は、鋼素材(スラブ)鋳造時の割れを多発させる。このため、Nは0.005%以下に限定することが望ましい。なお、より好ましくは0.004%以下である。
Mgは、Caと同様に酸化物、硫化物を形成し、粗大なMnSの形成を抑制する作用を有するが、0.003%を超える含有は、Mg酸化物、Mg硫化物のクラスターを多発させ、靭性の低下を招く。このため、Mgは0.003%以下に限定することが望ましい。
つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明になる熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここでいう、「主相」とは、当該相が体積率で90%以上好ましくは95%以上である場合をいうものとする。主相を焼戻マルテンサイト相とすることにより、所望の高強度を確保することができる。なお、主相以外の第二相は、ベイナイト相および/またはフェライト相である。第二相の組織分率が高くなると、強度が低下し、所望の高強度を確保することができなくなる。このため、第二相は体積率で10%以下とすることが好ましい。
ここでいう「旧オーステナイト粒の圧延方向の平均長さLL」とは、圧延方向に平行な断面(L方向断面)で、旧オーステナイト粒を現出し、撮像した組織写真を用いて、画像処理により、各旧オーステナイト粒の圧延方向の長さをそれぞれ測定し、それらの測定値の算術平均を算出し、旧オーステナイト粒の圧延方向の平均長さとする。また「旧オーステナイト粒の圧延方向に直交する方向の平均長さLC」とは、圧延方向に直交する断面(C方向断面)で、旧オーステナイト粒を現出し、撮像した組織写真を用いて、画像処理により、各旧オーステナイト粒の圧延方向に直交する方向の長さをそれぞれ測定し、それらの測定値の算術平均を算出し、旧オーステナイト粒の圧延方向に直交する方向の平均長さとする。
本発明の好ましい製造方法では、鋼素材に、該鋼素材を加熱する加熱工程と、該加熱された鋼素材を粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施す熱延工程と、冷却工程と、巻取工程を順次施し、熱延板(熱延鋼板)とする。
まず、得られた鋼素材を加熱する加熱工程を施す。
加熱工程では、鋼素材を1100〜1250℃の温度に加熱する。加熱温度が1100℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延機への負荷が過大となりすぎる。一方、加熱温度が1250℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大して低温靭性が低下するうえ、スケール生成量が増大し、歩留りが低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1250℃とすることが好ましい。なお、より好ましくは1240℃以下である。
粗圧延は、鋼素材を所望の寸法形状のシートバーとすることができればよく、その条件はとくに限定しない。なお、シートバー厚さは、仕上圧延機内の温度低下量に影響を及ぼすため、仕上圧延機内の温度低下量や、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度との差を考慮してシートバー厚さを選択することが好ましい。本発明が対象としている板厚3mm以上12mm未満程度の熱延鋼板では、シートバー厚さは30〜45mmとすることが好ましい。
仕上圧延終了後、仕上圧延スタンドを出てから直ちに、好ましくは3s以内に、冷却を開始する。冷却開始までの滞留時間が長くなると、マルテンサイト形成臨界時間を超過する恐れがあるとともに、オーステナイトの粒成長が進行した場合、焼戻マルテンサイト組織のブロックサイズに不均一が生じる。
ここで、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo:各元素の含有量(質量%)
冷却の開始は、板厚中心部の温度が750℃以上であるうちに行うことが望ましい。板厚中心部の温度が750℃未満となると、高温変態フェライト(ポリゴナルフェライト)あるいはベイナイトが形成され、所望の組織を形成できなくなる。
以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法は次の通りとした。
(1)組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面(L方向断面)および圧延方向に直交する断面(C方向断面)を研磨し、旧γ粒界が現出するように腐食して、光学顕微鏡(倍率:500倍)で組織を観察した。観察位置は、板厚方向1/4tの位置とした。また、各観察位置で各2視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、L方向断面における旧γ粒の平均粒径dLおよび旧γ粒の圧延方向の平均長さLL、および、C方向断面における旧γ粒の平均粒径dC、および旧γ粒の圧延方向に直交する方向の平均長さLCを求めた。そして、得られたLL、LCを用いて、LL/LCを算出した。なお、各視野で旧γ粒について測定した、平均粒径、圧延方向の長さ、圧延方向に直交する方向の長さは、各視野でそれぞれの平均値を求め、さらにそれらの平均をその鋼板の平均粒径dL、dC、平均長さLL、LCとした。
(2)引張試験
得られた熱延鋼板の所定の位置(コイル長手方向端部、幅方向1/4の位置)から、圧延方向に直交する方向(C方向)が長手方向となるように、板状の試験片(平行部幅:25mm、標点間距離:50mm)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTS、全伸びEl、均一伸びU-Elを求めた。
(3)衝撃試験
得られた熱延鋼板の所定の位置(コイル長手方向端部、幅方向1/4の位置)の板厚中心部から、圧延方向に直交する方向(C方向)が長手方向となるようにVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度:−40℃での吸収エネルギーvE−40(J)を求めた。なお、試験片は3本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均をもとめ、その鋼板の吸収エネルギー値vE−40(J)とした。なお、板厚が10mm未満の鋼板については、板厚換算でフルサイズ試験片(10mm厚)における値(吸収エネルギー)に換算して示した。
(4)曲げ試験
得られた熱延鋼板の所定の位置から曲げ試験片(長辺側が圧延方向と直角方向となるように、300mmとし、短辺側が板厚の5倍以上となるようにした短柵状試験片)を採取し、180度曲げ試験を実施し、割れの発生しない最小の内側曲げ半径(mm)を最小曲げ半径として求め、最小曲げ半径/板厚を算出した。最小曲げ半径/板厚が4.0以下である場合を「曲げ特性に優れた」と評価した。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.08〜0.25%、 Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.8〜1.5%、 P:0.025%以下、
S:0.005%以下、 Al:0.005〜0.10%、
Nb:0.001〜0.05%、 Ti:0.001〜0.05%、
Mo:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%
を含み、さらに、B:0.0005〜0.0050%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が20μm以下で、かつ圧延方向に直交する断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が15μm以下である組織を有することを特徴とする曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。 - 前記組織が、旧オーステナイト粒の圧延方向の平均長さに対する、旧オーステナイト粒の圧延方向に直交する方向の平均長さの比、が7以下であり、均一伸びU-Elが4%以上で、降伏強さYSと伸びElの積、強度−伸びバランスが14000MPa%以上となる引張特性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、V:0.001〜0.05%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有することを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の高強度延鋼板。
- 鋼素材に、該鋼素材を加熱する加熱工程と、該加熱された鋼素材を粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施す熱延工程と、冷却工程と、巻取工程を順次施し、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C:0.08〜0.25%、 Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.8〜1.5%、 P:0.025%以下、
S:0.005%以下、 Al:0.005〜0.10%、
Nb:0.001〜0.05%、 Ti:0.001〜0.05%、
Mo:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%
を含み、さらに、B:0.0005〜0.0050%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、
前記加熱工程が、1100〜1250℃の温度に加熱する工程であり、
前記熱延工程の粗圧延により前記加熱された鋼素材をシートバーとし、
前記熱延工程の仕上圧延が、前記シートバーに、再結晶オーステナイト域での累積圧下率と部分再結晶オーステナイト域および未再結晶オーステナイト域での累積圧下率との比を3〜50とする圧延を施すものであり、
前記冷却工程が、前記仕上圧延終了後、直ちに冷却を開始し、750℃〜500℃の温度範囲の平均冷却速度でマルテンサイト生成臨界冷却速度以上とし、冷却開始から30s以内に、Ms点+50℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度±100℃の温度範囲で10〜60s保持する工程であり、
前記巻取工程が、巻取温度を前記冷却停止温度±100℃の範囲の温度として、コイル状に巻き取る工程であることを特徴とする曲げ特性と低温靭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、V:0.001〜0.05%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項5に記載の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、Ca:0.0005〜0.005%を含有することを特徴とする請求項5または6に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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