JP2012172257A - 良好な延性、伸びフランジ性、材質均一性を有する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:0.020〜0.065%、Si:0.1%以下、Mn:0.40〜0.80%未満、P:0.030%以下、S:0.005%以下、Ti:0.08〜0.16%、Al:0.005〜0.1%、N:0.005%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつTi*(=Ti−(48/14)×N)が「Ti*≧0.08」および「0.300≦C/Ti*≦0.375」を満たす鋼成分を有するスラブを熱間圧延して、鋼組織が面積率で95%以上のフェライト相、フェライトの平均フェライト粒径が10μm以下であり、鋼中に析出したTi炭化物の平均粒子径が10nm以下であって、かつTi*の80%以上のTiがTi炭化物として析出させた熱延鋼板とする。
【選択図】 なし
Description
1)TiCの析出効率およびセメンタイト生成量の制御を目的とした成分組成の適正化
を図った上で、フェライト相の面積率が95%、フェライト粒径10μm以下を有
する鋼組織により引張強さ(TS)が590〜780MPa、全伸び(El)が2
8%以上、穴拡げ率(λ)が100%以上の熱延鋼板が得られる。
2)材質均一性の向上には、鋼板内のフェライト分率を一定としたうえでTiCの粗大
化の抑制が重要である。そのため、オーステナイトフォーマーであるMn含有量を
抑えた条件である0.4〜0.8%とすることにより短時間でフェライト変態を完
了させることが可能となるうえ、製造コストを抑えることができる。TS590M
Pa以上を達成するためにTiは0.08〜0.16%の含有が必要となるが、析
出物構成元素であるTiの含有量が多い場合には析出物が粗大化しやすい問題があ
る。この問題に対しては、フェライト変態中に析出物を得た後、低温で巻き取るこ
とが重要である。具体的には巻取温度は560℃以下である必要がある。
[1]質量%で、
C:0.020〜0.065%
Si:0.1%以下
Mn:0.40〜0.80%未満
P:0.030%以下
S:0.005%以下
Ti:0.08〜0.20%
Al:0.005〜0.1%
N:0.005%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるとともに、下記の式(1)
で規定されるTi*が下記の式(2)式および式(3)を満たす鋼成分を有し、
鋼組織が面積率で95%以上のフェライト相と残部がパーライト相、ベイナイト
相およびマルテンサイト相のいずれか1種以上の相であって、フェライトの平均
フェライト粒径が10μm以下であり、鋼中に析出したTi炭化物の平均粒子径
が10nm以下であって、かつTi*の80%以上のTiがTi炭化物として析
出していることを特徴とする延性、伸びフランジ性および材質均一性に優れる高
強度熱延鋼板。
Ti*=Ti−(48/14)×N・・・(1)
Ti*≧0.08 ・・・(2)
0.300≦C/Ti*≦0.375・・・(3)
ここで、式中のTi、N、Cは各元素の含有量(質量%)を示す。
[2][1]に記載の鋼成分を有する鋼スラブを1200〜1300℃の範囲で加熱
後、900℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延後2秒以内に30℃
/s以上の冷却速度で冷却を開始し、650〜750℃の温度で冷却を停止し、
引き続いて5〜20秒の放冷工程を経たのちに、30℃/s以上の冷却速度で冷
却し、560℃以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製
造方法。
本発明における鋼成分(化学成分)を限定した理由について説明する。
・C:0.020〜0.065%
Cは、フェライト相中に微細なTi炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。TSが590MPa以上の熱延鋼板を得るにはC量は0.020%以上の含有が必要となる。一方、C量が0.065%を超えるとElやλが低下するのみならず、フェライト変態の進行速度が緩慢となり材質均一性低下の原因となる。したがって、C量は0.020〜0.065%とする。好ましくはC量は0.020%以上0.055%以下、より好ましくは0.050%以下とする。
Si量が0.1%を超えるとAr3点が上昇し過ぎるため、フェライト相の微細かつ整粒組織を得ることが困難となる。さらにはSi量が増加すると靭性や耐疲労特性の劣化につながるため、Si量は0.1%以下、好ましくは0.05%以下とする。
Mnは、高強度化、フェライト粒の微細化に有効である。TSが590MPa以上かつフェライト粒径が10μm以下の熱延鋼板を得るにはMn量は0.40%以上とする必要がある。一方、Mn量が0.80%以上であると、フェライト変態の進行が緩慢となり材質均一性の低下を招く。したがって、Mn量は0.40〜0.80%未満とする。
P量が0.03%を超えると粒界への偏析が顕著になり、靭性や溶接性の低下を招く。したがって、P量は0.03%以下とするが、極力低減することが望ましい。
・S:0.005%以下
SはMnやTiと硫化物を形成し、伸びフランジ性を低下させる。したがって、S量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。
Alは、脱酸元素として活用され、鋼清浄度を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るにはAl量は0.005%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると表面欠陥が生じやすくなるとともに、コスト増を招く。したがって、Al量は0.005〜0.1%とする。
NはTiとの親和力が強い元素であり、強化に寄与しないTi窒化物を形成する。そのため、N量が0.005%を超えると強化に寄与するTi炭化物量を確保するために多量のTi量が必要となり、コスト増を招く。したがって、0.005%以下とするが、極力低減することが望ましい。
Tiは、本発明における重要な元素であり、熱間圧延後の一次冷却に引き続く放冷(空冷)時にフェライト相中に粒径が10nm未満の微細なTiCやTi4C2S2などの炭化物として析出し、高強度化に寄与する。TSが590MPa以上を達成するには少なくともTi量が0.08%以上である必要がある。一方、Ti量が0.20%を超えると熱間圧延時に先立つスラブ加熱時に粗大なTi炭化物を溶解することが困難となり、熱間圧延後に強化に寄与する微細なTi炭化物が得られなくなる。また、スラブ加熱時の粗大なTi炭化物の不均一な溶解を引き起こし、鋼板内におけるTSの均一化を阻害する。したがって、Ti量は0.08〜0.20%とし、望ましくは0.08〜0.16%、より望ましくは0.08〜0.13%である。
残部はFeおよび不可避的不純物である。
後記するように、λが100%以上の熱延鋼板を得るには析出するセメンタイト量の制御が必要となる。そのために本発明ではTiがCと結合してTiCやTi4C2S2などのTi炭化物を生成することを利用する。
したがって、Ti炭化物を形成できるTi量を確保する必要があり、下記の式(1)で定義されるTi*が下記の式(2)を満たす必要がある。
Ti*=Ti−(48/14)×N・・・(1)
Ti*≧0.08 ・・・(2)
Ti*はTi炭化物を形成できるTi量を表している。
良好な伸びフランジ性を得るにはセメンタイト量を制御する必要がある。本発明鋼ではTi炭化物を形成しない余剰C量がセメンタイト生成量となる。セメンタイト生成量が多くなると伸びフランジ性は低下する傾向を示し、λ100%以上を得るには(C/Ti*)の値を0.375以下にする必要がある。また、この値が0.300未満であると微細なTi炭化物生成量が不足し、所定の強度(TS590MPa以上)が得られない。
すなわち(C/Ti*)が下記の式(3)を満たさなければならない。
0.300≦(C/Ti*)≦0.375 ・・・(3)
なお、式(1)〜(3)におけるTi、N、Cは各元素の含有量(質量%)を示す。
次に、本発明の鋼組織について説明する。
TSが590〜780MPa、Elが28%以上、λが100%以上を達成するには、硬質なフェライト相を主体とした鋼組織にすることが肝要である。これは、延性に富むフェライト相に、フェライト変態進行中にTi炭化物を析出させることで高強度かつ高延性を有する鋼板が得られる。伸びフランジ性に悪影響をおよぼすセメンタイトの析出を抑制するため含有するCは微細なTi炭化物として固定する必要がある。セメンタイトは非常に硬質であるため、打抜加工時および伸びフランジ成形時にボイドの基点となる。生成したボイドは成長、連結することによって破壊に至るが、フェライト相の面積率が95%以上の鋼組織を有する鋼板ではセメンタイト同士の粒子間隔は十分広いため、セメンタイトが含まれていたとしても、ボイド連結の進行を鈍化でき、フェライト面積率95%未満の場合と比べて、伸びフランジ性は良好である。さらには、フェライト相の面積率が95%以上であればElが28%以上を達成することが可能となる。
本発明の製造条件について説明する。
・スラブの加熱温度:1200〜1300℃
熱間圧延後フェライト相中に微細なTi炭化物を析出させるには熱間圧延前にスラブ中に析出している粗大なTi炭化物を溶解させる必要がある。そのためにはスラブを1200℃以上で加熱する必要がある。一方、1300℃を超える加熱はスケールの生成が増大し、歩留まりの低下を招く。したがって、スラブの加熱温度は1200〜1300℃とする。
オーステナイトフォーマーであるMn含有量が少ないため、Ar3点が比較的高い。具体的には仕上温度が900℃を下回るとフェライト粒の粗大化や異常組織の原因となり、強度および材質均一性の低下を招く。そのため、仕上温度は900℃以上とする。
・熱間圧延後の一次冷却時の平均冷却速度:30℃/s以上
熱間圧延後、一次冷却開始までの時間が2秒を超えると粗大なフェライト粒や、粗大なTi炭化物が生成するため、強度や材質均一性が低下する。そのため、圧延後の冷却開始時間は2秒以内とする。同様の理由から、熱間圧延後の一次冷却時の平均冷却速度は30℃/s以上とする。
一次冷却は650〜750℃の温度域で停止させて、引き続く放冷(空冷)時にフェライト変態と微細なTi炭化物形成を促進させる必要がある。冷却停止温度が650℃未満の場合、フェライトが十分に生成せず、95%以上の面積率を確保できなくなるとともに、Ti*の80%以上のTiをTi炭化物として析出させることができなくなる。一方、冷却停止温度が750℃を超えると、フェライト粒やTi炭化物の粗大化を招き、フェライト粒径が10μm以下、Ti炭化物の平均粒子径10nm以下を達成することが困難となる。したがって、一次冷却停止温度は650〜750℃とする。
空冷時間が5秒未満ではフェライト相が十分に生成せず、フェライト相の面積率が95%以上、Ti*の80%以上のTiをTi炭化物として析出させることが困難となる。空冷時間が20秒間を超えるとフェライト粒やTi炭化物の粗大化を招き、フェライト粒径が10μm以下、Ti炭化物の平均粒子径10nm以下を達成することが困難となる。したがって、一次冷却後の空冷時間5〜20秒間とする。
熱間圧延後の一次冷却および空冷工程の組み合わせで得られるフェライト粒径10μm以下、Ti炭化物の平均粒子径10nm以下を維持するために、空冷後巻き取りまでは30℃/s以上の平均冷却速度で二次冷却する必要がある。
本発明の製造方法では、巻き取り前に鋼板組織やTi炭化物の状態が決定し、その後巻取処理を行うこととなる。しかしながら巻取温度が560℃を超えるとTi炭化物が粗大化し強度が低下する。したがって、巻取温度は560℃以下とする。なお、良好な鋼板形状を確保するという観点からは、巻取温度を350℃以上とすることが好ましい。
なお、表1、表2における下線は、本発明の条件を外れることを示す。
なお、上記の方法により、上記の189点の位置で求めた平均フェライト粒径の最大値を、後述する表3に示した。Ti炭化物の平均粒子径は、コイル端部も含めたコイル長手方向に20等分した位置、コイル幅方向中央部の21点の板厚中央部からツインジェット法により薄膜を採取し透過型電子顕微鏡(TEM)を用いて観察を行い、3000個以上のTi炭化物の粒子径を画像解析により計測し、その平均値とした。Ti炭化物の析出物量はTEM観察を行った採取位置21点について、10%AA系電解液(10vol%アセチルアセトン−1mass%塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール)中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解し、Ti炭化物を抽出し、その抽出量を分析することにより求めた。
表3において、鋼板No.1〜3、11および13は発明例であり、鋼板No.4〜10、12、14〜18は比較例である。
なお、表3にはフェライト面積率を記載しているが、フェライト以外の相は、パーライトまたはベイナイト相であった。
比較例のNo.15は鋼種がEであり、C量が0.077%、(C/Ti*)値が0.806であり、組成が本発明の条件から外れている。このため、λが67%であり、成形性に劣っている。
Claims (2)
- 質量%で、
C:0.020〜0.065%
Si:0.1%以下
Mn:0.40〜0.80%未満
P:0.030%以下
S:0.005%以下
Ti:0.08〜0.20%
Al:0.005〜0.1%
N:0.005%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるとともに、下記の式(1)で規定されるTi*が下記の式(2)式および式(3)を満たす鋼成分を有し、鋼組織が面積率で95%以上のフェライト相と残部がパーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相のいずれか1種以上の相であって、フェライトの平均フェライト粒径が10μm以下であり、鋼中に析出したTi炭化物の平均粒子径が10nm以下であって、かつTi*の80%以上のTiがTi炭化物として析出していることを特徴とする延性、伸びフランジ性および材質均一性に優れる高強度熱延鋼板。
Ti*=Ti−(48/14)×N・・・(1)
Ti*≧0.08 ・・・(2)
0.300≦C/Ti*≦0.375・・・(3)
ここで、式中のTi、N、Cは各元素の含有量(質量%)を示す。 - 請求項1に記載の鋼成分を有する鋼スラブを1200〜1300℃の範囲で加熱後、900℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延後2秒以内に30℃/s以上の冷却速度で冷却を開始し、650〜750℃の温度で冷却を停止し、引き続いて5〜20秒の放冷工程を経たのちに、30℃/s以上の冷却速度で冷却し、560℃以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
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