JP2016023370A - 高強度熱延鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】十分な強度と良好な加工成形性を具備する高強度熱延鋼板を提供する。
【解決手段】本発明による高強度熱延鋼板は、総重量を１００ｗｔ％として計算した場合に、０．０１〜０．２５ｗｔ％の炭素、０．５０〜３．００ｗｔ％のマンガン、０．３〜１．０ｗｔ％の銅、０．２〜０．５ｗｔ％のニッケル、０．０５〜０．３０ｗｔ％のチタン、０．０２〜０．０７ｗｔ％のバナジウム、０．１〜０．３ｗｔ％のクロム、及び０．００２０〜０．０１５０ｗｔ％の窒素を含み、チタンと窒素の含有量の比率が３．４２より大きく、且つ前記鋼板の微細構造がフェライト相と高炭素相を含み、該フェライト相の面積率が９０％以上である。これにより、非常に大量の析出物を生成することができ、析出強化効果を最大限に発揮する。
【選択図】図２
【解決手段】本発明による高強度熱延鋼板は、総重量を１００ｗｔ％として計算した場合に、０．０１〜０．２５ｗｔ％の炭素、０．５０〜３．００ｗｔ％のマンガン、０．３〜１．０ｗｔ％の銅、０．２〜０．５ｗｔ％のニッケル、０．０５〜０．３０ｗｔ％のチタン、０．０２〜０．０７ｗｔ％のバナジウム、０．１〜０．３ｗｔ％のクロム、及び０．００２０〜０．０１５０ｗｔ％の窒素を含み、チタンと窒素の含有量の比率が３．４２より大きく、且つ前記鋼板の微細構造がフェライト相と高炭素相を含み、該フェライト相の面積率が９０％以上である。これにより、非常に大量の析出物を生成することができ、析出強化効果を最大限に発揮する。
【選択図】図２
Description
本発明は、鋼板に関し、特に高強度熱延鋼板に関する。
周知の自動車用高強度鋼板の開発は、主に結晶粒微細化に向けて発展してきた。通常、粒径が５マイクロメートルより小さい結晶粒を得るためによく用いられる方法は、たとえばモリブデン、ホウ素等の元素を添加してベイナイト相変態を生じさせるなど、相変態によって達成された。しかしながら、研究の結果、ベイナイトを主な顕微鏡組織とする鋼板は伸びが悪く、したがって常温下で加工成形が容易ではないことが判明し、それ故に目下のところ冷間加工成形の高強度鋼板は、多くが既にフェライトを主相とする方向に転じて発展している。
従来のフェライトを主相とする冷間加工成形の高強度鋼板として、二相鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ）が最も代表的なものである。二相鋼は主に圧延時の冷却制御によって、フェライト母相内に１０〜３０％のマルテンサイトを分散させたもので、該二相鋼の引張強度が３００ＭＰａ〜９００ＭＰａである。
しかしながら、実際の使用中に、マルテンサイト等低温相変態生成物の含有量が多いほど、強度を有効に増加することはできるが、加工性の低下を招くことが判明し、したがって、後続の応用に適切な強度及び加工性を得るために、二相鋼について段階冷却方法を利用して鋼板中のマルテンサイトの量を制御する必要がある。しかしながら、熱間圧延の連続圧延、冷却、及び巻取工程は、段階冷却の制御が相当困難であり、業界要求に合致する加工性を通常得ることができない。
特許文献１の「高強度熱延鋼板及びその製造方法」は、結晶粒のマイクロメートルオーダーへの微細化及び析出物のナノメートルオーダーへの微細化の冶金方法を開示し、Ｔｉ−Ｖ複合添加の方法により熱延鋼板を製造する。しかし、このような方法は鋼板の引張強度が８８０Ｍｐａに達すると、既にほぼ最大限に達し、さらに強度を増加するためにはＴｉ、Ｖ、Ｃの添加量をさらに増やす必要がある。何故なら、その強度の増加は主に炭化物の生成に起因し、炭化物の析出量が多いほど、強度が高くなるからである。但し、Ｔｉ−Ｖの添加量を増加すると、ビレット内の（Ｔｉ，Ｖ）Ｃを固溶させるために、ビレットの熱間圧延における再加熱温度をさらに高く設定しなければならないが、再加熱温度が高すぎると、より多くのエネルギーを消費するほか、同時に結晶粒の不正常な成長を引き起こす可能性がある。また、炭化物析出を促進するために炭素含有量を高めることも、結晶粒界上におけるセメンタイト析出が促進されて、使用伸びを低下させ、加工性不良を招来する可能性がある。
従って、上述の問題を解決するためには、革新的で進歩性を備えた高強度熱延鋼板を提供する必要がある。
本発明は高強度熱延鋼板を提供し、総重量を１００ｗｔ％として計算した場合に、０．０１〜０．２５ｗｔ％の炭素、０．５０〜３．００ｗｔ％のマンガン、０．３〜１．０ｗｔ％の銅、０．２〜０．５ｗｔ％のニッケル、０．０５〜０．３０ｗｔ％のチタン、０．０２〜０．０７ｗｔ％のバナジウム、０．１〜０．３ｗｔ％のクロム、及び０．００２０〜０．０１５０ｗｔ％の窒素を含み、チタンと窒素の含有量の比率が３．４２より大きく、且つ該鋼板の微細構造がフェライト相と高炭素相を有し、該フェライト相の面積率は９０％以上である。
本発明の高強度熱延鋼板は、非常に大量の析出物を生成するため、析出強化効果を最大限に発揮することができる。また、本発明の高強度熱延鋼板の組織は、主にフェライト相（９０％以上）であるので、優れた冷間加工成形性を有することができる。
本発明の技術的構成をさらに明確に理解し、明細書の内容に従って実施することができるようにするために、且つ本発明の目的、特徴、利点をさらに明確にし容易に理解できるようにするために、以下に好ましい実施例を意図的に挙げて、図面を参考しながら、次のように詳細に説明する。
本発明は、総重量を１００ｗｔ％として計算した場合に、０．０１〜０．２５ｗｔ％の炭素、０．５０〜３．００ｗｔ％のマンガン、０．３〜１．０ｗｔ％の銅、０．２〜０．５ｗｔ％のニッケル、０．０５〜０．３０ｗｔ％のチタン、０．０２〜０．０７ｗｔ％のバナジウム、０．１〜０．３ｗｔ％のクロム、及び０．００２０〜０．０１５０ｗｔ％の窒素を含む高強度熱延鋼板を提供する。該鋼板の微細構造はフェライト相と高炭素相を有し、該フェライト相の面積率が９０％以上であり、且つ該フェライト相の粒径が１〜５マイクロメートルである。本実施例では、高強度熱延鋼板がフェライト相内に分散する複数の析出物をさらに有し、該複数の析出物は炭化物及び銅リッチ相（ε−Ｃｕ）粒子を含有する。好ましくは、炭化物の粒径は２０ナノメートル以下であり、銅リッチ相（ε−Ｃｕ）粒子の粒径は３０ナノメートル以下である。
上述した各種成分はそれぞれ異なる役割を有し、本発明において、炭素、マンガン、銅、ニッケル、チタン、バナジウム、クロム、及び窒素を主成分とするほか、その他の成分は実際の必要に従い添加することができる。以下、各種成分及びその含有比率が高強度熱延鋼板に与える影響について説明する。
炭素：鋼板内の重要な強化元素であり、且つナノメートル析出物を決定する重要な元素でもある。炭素含有量が低すぎると、析出物が生成しにくい。炭素含有量が高すぎると、析出物が粗大化しやすく、これによって鋼板の強度が非常に強くなり、また鋼板の硬化性が上昇してベイナイトまたはマルテンサイトが生成しやすくなる可能性があり、これによって鋼板の伸びを低下させる可能性がある。したがって、炭素含有量を０．０１〜０．２５ｗｔ％に制御することが好ましい。
マンガン：鋼板内の重要な固溶強化元素であり、鋼板の強度を高めるために用いられる。マンガン含有量が高すぎると、鋼板の成形性不良を生じさせる。したがって、マンガン含有量を０．５０〜３．００ｗｔ％に制御することが好ましい。
銅：鋼板内の重要な固溶強化及び耐候性の元素であり、本発明は銅（Ｃｕ）が５００〜６５０℃で生成する銅リッチ相（ε−Ｃｕ）析出物により鋼板強度を向上させる。好ましくは、銅含有量を０．３〜１．０ｗｔ％に制御する。
ニッケル：鋼板内の重要な固溶強化元素であり、ニッケルの添加は、銅の添加により高温で発生するビレットの熱間亀裂を避けることができる。好ましくは、ニッケル含有量を０．２〜０．５ｗｔ％に制御し、且つニッケル含有量を銅含有量の１／２とする。
窒素：固溶強化元素であり、且つ窒素はチタンとの結合性がよく、１４００℃以上の高温で窒化チタン（ＴｉＮ）が形成し始める。本発明は主に窒化チタンの生成及び窒化チタンの高温安定性を利用して、熱間圧延用加熱炉内でのオーステナイト結晶粒の過度の成長を抑制する。但し、窒素含有量が高すぎると、窒化チタンの過度の粗大化を引き起こして破壊の発生起点となるおそれがある。したがって、窒素含有量を０．００２０〜０．０１５０ｗｔ％に制御することが好ましい。
チタン：常用の析出強化元素であり、チタンは高温で窒化チタンを生成することができるほか、冷却水を噴射して冷却する熱間圧延巻取工程においては、炭化チタン（ＴｉＣ）の析出を発生することができる。チタンの過飽和度を高めて、短時間で大量に核生成してナノメートルオーダーの析出物を発生させ、これによって析出強化の目的を達成するために、チタンと窒素の含有量の比率が３．４２より大きいことが好ましい。但し、チタン含有量が高すぎると、析出する炭化チタンを粗大化させ、析出強化の効果を低下させる。したがって、チタン含有量を０．０５〜０．３０ｗｔ％に制御することが好ましい。
ケイ素：固溶強化元素であり、ケイ素はセメンタイトの析出を遅延させて、過飽和した炭素が大量のナノメートルオーダーの析出物を生成させることができる。
リン：鋼板内の不純物に属するものであり、結晶粒界に偏析しやすく、結晶粒界の脆化をもたらす。リン含有量が高すぎると、熱間圧延時の縁亀裂を引き起こしやすく、且つ製品の使用時の脆性問題が生じることもある。したがって、リン含有量を０．０２ｗｔ％以下に制御することが好ましい。
イオウ：鋼板内の不純物に属するものであり、高温でＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、ＭｎＳを生成する可能性があり、その中のＴｉＳ及びＴｉ４Ｃ２Ｓ２は添加されたチタンを消費してしまい、一方ＭｎＳは圧延後に長い帯状を呈し、破壊の発生起点となる。したがって、イオウ含有量を０．００５ｗｔ％以下に制御することが好ましい。
バナジウム：常用の析出強化元素であり、バナジウムを適量添加すると、ＴｉＣ析出物の粗大化を遅らせて、ＴｉＣがナノメートルオーダーの大きさを保持し且つ大量にフェライト相内に分散することができる。但し、バナジウムの含有量が高すぎると、析出物を粗大化しやすい。したがって、バナジウム含有量を０．０２〜０．０７ｗｔ％に制御することが好ましい。
クロム：鋼板の硬化性を向上させ且つ耐蝕性を上昇させる重要元素であり、同時に析出強化元素でもある。クロム添加の目的はクロムと炭素との良好な親和性によって、セメンタイトの析出を遅延させることにある。
アルミニウム：主に製鋼時の脱酸に用いられる。アルミニウムの含有量が０．０１ｗｔ％より低いと、脱酸不足を引き起こし、一方アルミニウム含有量が０．３０ｗｔ％より高いと、成形性に影響を及ぼす。したがって、アルミニウム含有量を０．０１〜０．３０ｗｔ％に制御することが好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は一般的な溶錬工程に基づいて行ってもよい。たとえば適切な含有量の元素組成を選別したものを用いて鉄と溶錬した後、さらに造塊または連続鋳造によりビレットを製造する。
ビレット内のチタンが後続工程の熱間圧延ステップにおいてナノメートル析出物を生成することができるように、まずビレットを再加熱炉内に置き、再加熱温度を１１５０℃以上に制御して、ビレット内のＴｉＣを完全に固溶させ、これによって後続工程の熱間圧延ステップにおいて、改めてナノメートルオーダーのＴｉＣを析出することができる。また、当該高温下で、安定したＴｉＮがまだ存在するため、オーステナイト結晶粒の成長を有効に抑制することができる。好ましくは、当該再加熱温度が１１５０〜１３００℃である。
ビレットの熱間圧延ステップにおいて、従来の圧延機を用いて熱間圧延を行なってもよいが、仕上げ圧延温度はＡｒ３温度以上に制御しなければならない。何故なら、仕上げ圧延温度がＡｒ３温度より低いと、熱間圧延ステップが２相域で行われ、フェライト相の生成を早めてフェライト相の結晶粒の粗大化現象を生じさせて、マイクロメートルオーダーのフェライト相結晶粒を得ることができなくなるからである。したがって、仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上に制御し、且つ仕上り圧延温度がＡｒ３温度〜９５０℃であることが好ましい。
粗鋼の冷却ステップにおいて、仕上げ圧延後の粗鋼を毎秒２０℃の冷却速度で急速に冷却することが好ましく、圧延により生じた欠陥が回復することを避け、同時にフェライトの変態温度を下げることができ、これにより、図１に示すように、１〜５マイクロメートルのフェライト結晶粒の獲得が有利になる。図１は本発明の高強度熱延鋼板の顕微鏡組織写真である。
また、巻取温度も５５０〜６８０℃に制御する必要がある。何故なら、当該温度範囲はＴｉＣがフェライト相内に析出する重要な温度であるからである。したがってこの温度範囲で巻取を行なった後、巻取後の冷却を緩慢に行うことで、ＴｉＣが大量に析出するための十分な時間を与えられ、同時にその他の成分によって析出物の過度成長を避け、これによって、図２に示すように、粒径が２０ナノメートル以下の炭化物を得ることができる。図２は本発明の高強度熱延鋼板中の大量の析出物の顕微鏡写真である。また、巻取の緩慢な冷却の過程で、銅リッチ相（ε−Ｃｕ）粒子の析出も発生され、その粒径は３０ナノメートル以下である。
ここで下記の実施例によって本発明を詳細に説明するが、本発明がこれらの実施例に示された内容に限定されるわけではない。
[実施例1〜２及び比較例１〜２]
表１の成分に従い調製し、その後予め真空溶解を行い、鋳造してビレットを製造する。ビレットは高温炉内で、１２００℃の再加熱温度で加熱し、加熱後のビレットを得た。圧延機内で加熱後のビレットに対し熱間圧延ステップを施し、その後８７０℃の仕上げ圧延温度でビレットを厚さ５ミリメートルに圧延して、仕上げ圧延鋼板を得た。仕上げ圧延鋼板に対し毎秒３０℃の冷却速度で冷却ステップを行い、また５７０℃の巻取温度で巻取ステップを施して、最終的に実施例１〜２及び比較例１〜２の熱延鋼板を製造した。
[実施例1〜２及び比較例１〜２]
表１の成分に従い調製し、その後予め真空溶解を行い、鋳造してビレットを製造する。ビレットは高温炉内で、１２００℃の再加熱温度で加熱し、加熱後のビレットを得た。圧延機内で加熱後のビレットに対し熱間圧延ステップを施し、その後８７０℃の仕上げ圧延温度でビレットを厚さ５ミリメートルに圧延して、仕上げ圧延鋼板を得た。仕上げ圧延鋼板に対し毎秒３０℃の冷却速度で冷却ステップを行い、また５７０℃の巻取温度で巻取ステップを施して、最終的に実施例１〜２及び比較例１〜２の熱延鋼板を製造した。
[測定]
実施例１〜２及び比較例１〜２の以下の性質についてそれぞれ測定した。
１．降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）：標準方法であるＣＮＳ２１１２，Ｇ２０１４（中華民国国家標準、金属材料引伸ばし試験試片）に従い測定を行い、単位はＭＰａである。
２．引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）：標準方法であるＣＮＳ２１１２，Ｇ２０１４（中華民国国家標準、金属材料引伸ばし試験試片）に従い測定を行い、単位はＭＰａである。
３．伸び（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）：標準方法であるＣＮＳ２１１２，Ｇ２０１４（中華民国国家標準、金属材料引伸ばし試験試片）に従い測定を行う。
実施例１〜２及び比較例１〜２の以下の性質についてそれぞれ測定した。
１．降伏強度（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）：標準方法であるＣＮＳ２１１２，Ｇ２０１４（中華民国国家標準、金属材料引伸ばし試験試片）に従い測定を行い、単位はＭＰａである。
２．引張強度（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）：標準方法であるＣＮＳ２１１２，Ｇ２０１４（中華民国国家標準、金属材料引伸ばし試験試片）に従い測定を行い、単位はＭＰａである。
３．伸び（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）：標準方法であるＣＮＳ２１１２，Ｇ２０１４（中華民国国家標準、金属材料引伸ばし試験試片）に従い測定を行う。
実施例１〜２及び比較例１〜２の測定結果は表１に示したとおりである。表１の測定結果から、実施例１〜２の降伏強度及び引張強度はいずれも比較例１〜２より明らかに優れており、且つ実施例１〜２の伸びはいずれも１６％より大きいことが分かる。
上述の結果は、本発明の高強度熱延鋼板が非常に大量の析出物を生成することができ、したがって析出強化効果を最大限に発揮できることを証明している。また、本発明の高強度熱延鋼板の組織は主にフェライト相（９０％以上）であるので、優れた冷間加工成形性を具備することができる。
上述の実施例は単に本発明の原理及びその効果を説明するためのもので、本発明を限定するものではなく、したがって当業者が上述の実施例に対して行う修正及び変更は本発明の構想から逸脱するものではない。本発明の権利の範囲は後述する特許請求の範囲に記載されたとおりである。
Claims (6)
- 高強度熱延鋼板であって、総重量を１００ｗｔ％として計算した場合に、０．０１〜０．２５ｗｔ％の炭素、０．５０〜３．００ｗｔ％のマンガン、０．３〜１．０ｗｔ％の銅、０．２〜０．５ｗｔ％のニッケル、０．０５〜０．３０ｗｔ％のチタン、０．０２〜０．０７ｗｔ％のバナジウム、０．１〜０．３ｗｔ％のクロム、及び０．００２０〜０．０１５０ｗｔ％の窒素を含み、チタンと窒素の含有量の比率が３．４２より大きく、且つ前記鋼板の微細構造がフェライト相と高炭素相を含み、該フェライト相の面積率が９０％以上である、高強度熱延鋼板。
- 前記フェライト相の粒径が１〜５マイクロメートルである、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記フェライト相内に分散する複数の析出物をさらに有し、該複数の析出物が炭化物及び銅リッチ相（ε−Ｃｕ）粒子を含有する、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 炭化物の粒径が２０ナノメートル以下である、請求項３に記載の高強度熱延鋼板。
- 銅リッチ相（ε−Ｃｕ）粒子の粒径が３０ナノメートル以下である、請求項３に記載の高強度熱延鋼板。
- ニッケルの含有量が銅の含有量の１／２である、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
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