JP2013076116A - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】化学成分は、質量%で、C:0.060〜0.120%、Si:0.10〜0.70%、Mn:1.00〜1.80%、P:0.10%以下、S:0.010%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.010%以下およびNb:0.010〜0.100%を、固溶Nb量が全Nb量の5%以上となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織は、平均結晶粒径:15μm以下のフェライトを体積分率で75%以上含み、残部は低温生成相からなる組織とする。
【選択図】なし
Description
また、熱延鋼板中の固溶Nbを5%以上含有し、さらにフェライトの体積分率を75%以上に制御することにより、析出強化や低温生成相である硬質相による強度上昇が抑えられ、冷間圧延性が向上するという効果も見出した。
以上のことより、焼鈍後の強度および伸びが安定した高降伏比を有する冷延鋼板用熱延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の創製が可能となった。
(1)化学成分が、質量%で、C:0.060〜0.120%、Si:0.10〜0.70%、Mn:1.00〜1.80%、P:0.10%以下、S:0.010%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.010%以下およびNb:0.010〜0.100%を、固溶Nb量が全Nb量の5%以上となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均結晶粒径:15μm以下のフェライトを体積分率で75%以上含み、残部は低温生成相からなる複合組織であることを特徴とする熱延鋼板。
本発明の熱延鋼板の各成分の含有量の限定理由を説明する。なお、以下において、鋼の化学成分に関する「%」表示は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
炭素(C)は、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特に、Nbのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物、あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。この効果を得るためには、0.060%以上の添加が必要である。一方、C含有量を0.120%よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、C含有量の上限は0.120%とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、C含有量を0.100%以下とすることが好ましい。
珪素(Si)は、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、焼鈍後の強度−延性バランスの向上にも寄与する元素である。また、熱延段階でのフェライト変態の促進により、所望のフェライトの結晶粒径および体積分率が確保されるため、材質均一性を向上させるために必要な元素である。この効果を得るためには、Si含有量を0.10%以上とすることが必要である。さらに材質均一性を高めるためには、Si含有量を0.35%以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が0.70%よりも多いと、焼鈍後の溶融亜鉛めっき性の劣化が著しくなるため、Si含有量を0.70%以下とし、より好ましくは0.60%以下である。
マンガン(Mn)は、固溶強化により焼鈍後の高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはMn含有量は1.00%以上とすることが必要であり、好ましくは1.20%以上である。一方、Mn含有量が1.80%よりも多いと、熱延段階でのフェライト変態とパーライト変態を遅延し、所望のフェライトの結晶粒径および体積分率を確保することが難しく、材質均一性が低下する懸念があるため、その含有量は1.80%以下、好ましくは1.70%以下とする。
リン(P)は、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはPの含有量は0.005%以上とすることが好ましい。また、P含有量が0.10%よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、また溶接性が低下し、材質均一性が劣化するため、Pの含有量の上限値は0.10%とする。好ましくは、0.05%以下である。
硫黄(S)の含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、焼鈍後の伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため、含有量の上限を0.010%とする。より好ましくは、0.005%以下である。なお、S含有量の下限値については特に限定する必要は無いが、極低S化は製鋼コストの上昇をまねくため、0.0005%以上の範囲において低減すればよい。
アルミニウム(Al)は、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01%以上含有することが必要であるが、0.10%を超えて含有しても効果が飽和するため、0.10%以下とする。好ましくは、0.05%以下である。
窒素(N)は、Cと同様にNbと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。このため、焼鈍後の高強度化にはN含有量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Nの含有量は0.010%以下、好ましくは0.005%以下とする。
ニオブ(Nb)は、CやNと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、炭窒化物の析出強化により焼鈍後の高降伏比および高強度化を得るために必要な元素である。また、Nbは熱延冷却時の結晶粒微細化に効果があり、材質均一性確保のためのフェライトの結晶粒径および体積分率を制御するのに重要な元素である。この効果を得るためには、Nb含有量を0.010%以上とすることが必要であり、好ましくは0.020%以上である。しかし、Nb含有量が0.100%よりも多いと、熱延鋼板中の炭窒化物が過剰に生成し、冷間圧延性を低下させるため、Nb含有量の上限値を0.100%とした。好ましくは、0.080%以下であり、より好ましくは0.050%未満である。
また、焼鈍後に良好な材質均一性および冷間圧延性を確保するために、熱延板における固溶Nb量が全Nb量の5%以上とすることが肝要である。固溶Nb量が全Nb量の5%未満では、焼鈍後にNbの炭窒化物が不均一に粗大化し、強度や伸びのばらつきが大きくなる上、熱延板強度が高くなり、冷間圧延性が劣化するため、熱延板の固溶Nb量を全Nb量で除した値は5%以上とし、好ましくは15%以上であり、さらに好ましくは25%以上である。全Nb量に対する固溶Nbの割合の上限は、特に限定はされないが、高強度化を確保する観点から70%以下が好ましい。
Ti:0.05%未満
チタン(Ti)は、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、Ti含有量が0.05%以上であると、成形性が著しく低下するため、Ti含有量は0.05%未満とし、好ましくは0.035%以下である。なお、焼鈍後の強度上昇効果を発揮する上で、Tiを含有させる場合には、0.005%以上含有させることが好ましい。
バナジウム(V)もまた、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、V含有量を0.10%よりも多くしても、0.10%を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、V含有量は0.10%以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Vを含有させる場合には、0.005%以上含有させることが好ましい。
クロム(Cr)は、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Cr含有量を0.10%以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量を0.50%より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Cr含有量は0.50%以下とする。
モリブデン(Mo)は、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Mo含有量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量を0.50%より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Mo含有量は0.50%以下とする。
銅(Cu)は、固溶強化により高強度化に寄与し、また、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することでも高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Cu含有量は0.05%以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量が0.50%より多くしても、効果の向上は認められなくなり、さらに、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50%以下とする。
ニッケル(Ni)もまた、Cuと同様に、固溶強化により高強度化に寄与し、また、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することでも高強度化に寄与し、さらに、Cuとともに添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Ni含有量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量を0.50%より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Ni含有量は0.50%以下とする。
ボロン(B)は、焼鈍時の焼入れ性を向上させて第2相を生成することによって、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、0.0005%以上含有させることが好ましい。一方、0.0030%超を含有させても効果が飽和するため、その含有量を0.0030%以下とする。
カルシウム(Ca)および希土類元素(REM)は、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するのに寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、それぞれ0.001%以上含有させることが好ましい。一方、0.005%超含有させても効果が飽和するため、その含有量をそれぞれ0.005%以下とする。
ここで、不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01%以下、Sn:0.1%以下、Zn:0.01%以下、Co:0.1%以下である。また、本発明では、Ta、Mg、Zrを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
熱延板組織は、フェライトが平均結晶粒径15μm以下かつ体積分率が75%以上であることを特徴とする。ここで述べる体積分率は鋼板の組織全体に対する体積分率であり、以下同様である。
熱延板組織のフェライトの体積分率が75%未満では、硬質な第2相が多く存在することになるため、冷間圧延性が劣化する。そのためフェライトの体積分率は75%以上とする。フェライトの体積分率の上限が特に限定されないが、99%以下が好ましい。
また、フェライトの平均粒径が15μm超では、焼鈍後の冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の組織においてもフェライトの粗大な結晶粒がまばらに存在することになり、強度および伸びのばらつきが大きくなるため、フェライトの平均結晶粒径は15μm以下とする。フェライトの平均結晶粒径の下限は特に限定はされないが、焼鈍後の冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の良好な材質均一性を確保するためには、3μm以上が好ましい。
本発明の高降伏比を有する冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板の素材である熱延鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度:1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度:900℃以上の条件で熱間圧延し、650℃までの温度域を平均冷却速度:20〜90℃/sで冷却し、その後、470〜640℃の温度域にて巻取る際の該巻取り温度まで平均冷却速度5〜30℃/sで冷却し前記巻取りを行うことによって製造できる。
本発明では、鋼スラブを製造したのち、一旦室温まで冷却し、その後再加熱する従来法に加えて、冷却することなく温片のままで加熱炉に装入する、均熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する等、直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
・熱間圧延開始温度:1150〜1270℃
熱間圧延開始温度は、1150℃よりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下し、一方1270℃より高くしても加熱コストが増大するだけであるため、1150〜1270℃とする。
熱間圧延中のNbの歪誘起析出を抑制するため、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は900℃以上とする。Nbの歪誘起析出を抑制することにより、熱延巻取り後の熱延鋼板中の固溶Nbが全Nb中の5%以上確保可能となり、材質均一性および冷間圧延性が向上するため、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は900℃以上とし、好ましくは950℃以上とする。
平均冷却速度が20℃/s未満での冷却では、Nbの析出が進行し、所望の固溶Nb量が得られないため、材質均一性および冷間圧延性が低下する。また、平均冷却速度が90℃/s超えでの冷却では、熱延板組織において、フェライト変態が十分に進行せず、所望のフェライト結晶粒径および体積分率を得られず、焼鈍板の材質均一性が低下する。好ましくは、平均冷却速度30〜70℃/sである。
平均冷却速度が5℃/s未満での冷却では、Nbの析出が進行し、所望の固溶Nb量が得られないため、材質均一性および冷間圧延性が低下する。また、平均冷却速度が30℃/s超での冷却では、熱延板組織中にベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が過剰に生成するため、所望のフェライト結晶粒径および体積分率を得られず、焼鈍板の材質均一性および冷間圧延性が低下する。好ましくは、平均冷却速度10〜25℃/sである。
巻取り温度が470℃未満の場合、熱延板組織において、マルテンサイトやベイナイトの低温変態相(硬質相)を含む組織となり、熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性が低下する。また、巻取り温度が640℃を超えた場合、巻取り中にもNbの析出物が析出するため、所望の固溶Nb量が得られず、材質均一性および冷間圧延性が低下する。そのため、巻取り温度は470〜640℃とする。好ましくは470〜550℃である。
冷間圧延を行う場合、冷間圧延の圧下率が30%未満になると、焼鈍時にフェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、焼鈍板の延性が低下する場合があるため、冷間圧延の圧下率は30%以上が好ましい。焼鈍処理は、750〜900℃の温度域で15〜600s保持することが好ましい。焼鈍温度が750℃未満または750〜900℃の温度域での保持時間が15s未満になると、未再結晶組織が残存し、延性が低下する場合があり、焼鈍温度が900℃を超え、または750〜900℃の温度域での保持時間が600sを超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、最終的に不均一な組織が形成され、材質安定性が低下する場合があるためである。
なお、一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、溶融亜鉛めっき後に、合金化処理を施す場合は合金化処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも可能である。
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表2に示す熱間圧延条件(熱間圧延開始温度および仕上げ圧延終了温度)で板厚が3.2mmまで熱間圧延を行い、表2に示す巻取り温度で巻き取った。
鋼板のミクロ組織は、3%ナイタール試薬(3%硝酸+エタノール)を用いて、鋼板の圧延方向に平行な垂直断面(板厚1/4の深さ位置)を腐食し、500〜1000倍の光学顕微鏡および1000〜10000倍の電子顕微鏡(走査型および透過型)により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライトの体積分率および平均結晶粒径を定量化した。各12視野の観察を行い、ポイントカウント法(ASTM E562−83(1988)に準拠)により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。平均結晶粒径は、JIS G 0552(1998)の規定に準拠した切断法で算出した。
以上により得られた結果を表3に示す。
Claims (6)
- 化学成分が、質量%で、C:0.060〜0.120%、Si:0.10〜0.70%、Mn:1.00〜1.80%、P:0.10%以下、S:0.010%以下、Al:0.01〜0.10%、N:0.010%以下およびNb:0.010〜0.100%を、固溶Nb量が全Nb量の5%以上となる範囲にて含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織が、平均結晶粒径:15μm以下のフェライトを体積分率で75%以上含み、残部は低温生成相からなる複合組織であることを特徴とする熱延鋼板。 - Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、Ti:0.05%未満を含有することを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、V:0.10%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、B:0.0030%以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の熱延鋼板。
- Fe成分の一部に代えて、さらに質量%で、Ca:0.001〜0.005%およびREM:0.001〜0.005%から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載の熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板が、冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用である請求項1から4のいずれか1項に記載の熱延鋼板。
- 請求項1から4のいずれか1項に記載の成分組成を有するスラブを、熱間圧延開始温度:1150〜1270℃、仕上げ圧延の終了温度:900℃以上の条件で熱間圧延し、650℃までの温度域を平均冷却速度20〜90℃/sで冷却し、その後、470〜640℃の温度域にて巻取る際の該巻取り温度まで平均冷却速度5〜30℃/sで冷却し前記巻取りを行うことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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