JP2016028174A - 伸びフランジ性と打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板及び溶融亜鉛めっき高強度熱延鋼板とそれらの製造方法 - Google Patents
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また、穴打抜き時の亀裂を抑制する打抜き性については、CとBの粒界偏析量を制御した鋼板が提案されている(例えば特許文献3参照)。
また、その熱延鋼板を用いた溶融亜鉛めっき高強度熱延鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき高強度熱延鋼板を提供することも本発明の目的である。
即ち、伸びフランジ性は鋼中の炭化物量と相関があり、炭化物を減少させれば向上が図れるが、一方、強度が不足する。そこで炭化物以外の析出強化手段として金属間化合物による析出強化、ここではNiとAlの金属間化合物の析出を用いて高強度化と伸びフランジ性を同時に達成できることを見出した。
さらにNiとAlは鋼中で炭化物を形成しない元素であるため、結晶粒界に容易に炭素を残すことが可能となり、打抜き性も良好である。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
C:0.0003〜0.0080%、
Mn:0.1%〜16.0%、
Al:0.3〜5.0%、
Ni:0.6〜16.0%、
P:≦0.03%、
S:≦0.02%、
N:≦0.005%
を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、下記(1)式及び(2)式の関係を同時に満足する成分組成を有し、鋼組織がフェライト相から構成されることを特徴とする伸びフランジ性と打抜き性に優れた高強度熱延鋼板。
Ni%−2.0×Al%≧0 ・・・(1)
1.7×Al%+8.3−(Mn%+Ni%)≧0 ・・・(2)
ここで、Mn%、Ni%、Al%は、Mn、Ni、Alの含有量[質量%]である。
(2)前記成分組成に、さらに質量%で、
Si:0.01〜3.0%
を含有し、下記(3)、(4)式で定義されるF1とA1が下記(5)式の関係を満足することを特徴とする上記(1)記載の高強度熱延鋼板。
F1=Al%+0.5×Si% ・・・(3)
A1=Mn%+Ni% ・・・(4)
1.7×F1+8.3−A1≧0 ・・・(5)
ここで、Si%、Mn%、Ni%、Al%は、Si、Mn、Ni、Alの含有量[質量%]である。
(3)前記成分組成に、さらに質量%で、
Cu:0.01〜3.0%
Mo:0.01〜5.0%
を含有し、さらに、下記(6)式の関係を満足し、かつ、下記(7)、(8)式で定義されるF2とA2が下記(9)式の関係を満足することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の高強度熱延鋼板。
Ni%≧0.5Cu% ・・・(6)
F2=Al%+0.5×Si%+0.25×Mo% ・・・(7)
A2=Ni%+Mn%+0.6×Cu% ・・・(8)
1.7×F2+8.3−A2≧0 ・・・(9)
ここで、Cu%、Si%、Mn%、Ni%、Al%は、Cu、Si、Mn、Ni、Alの含有量[質量%]である。
まず鋼板の成分組成について説明する。なお、含有量の%は質量%を意味する。
Ni%−2×Al%≧0 ・・・(1)
ここで、Ni%、Al%は、Ni、Alの含有量[質量%]である。
なお、(2)式以降においても、M%は元素Mの質量%で表される含有量を意味する。
さらにNiの上限量は、下記の(2)式で表されるAlとの関係式を満たす必要がある。
1.7×Al%+8.3−(Mn%+Ni%)≧0 ・・・(2)
本発明では、上記のように成分を限定することにより、熱間圧延後の冷却過程中に十分な析出が図れ、後熱処理なしに高強度化を図れることがわかった。
この理由は現在定かではないが、オーステナイトからフェライトに変態する温度(A3点)が700℃以上でないと冷却中に置換型元素であるNiとAlの拡散が不十分となり、その析出物を形成できないため強化が発現しないことに基づくものと考えられる。
Sは、鋼中で介在物中に存在する。S含有量が0.02%を超えると介在物量が増加し、伸びフランジ性が劣化する。したがって、Sの上限を0.02%とする。
Nは、不純物であるが、本発明ではAlが含まれるため、主として窒化アルミニウム(AlN)として存在する。0.005%を超えると粗大なAlNが増加して打抜き時のボイド形成を促進し、打抜き性の劣化を招く.したがって、N量の上限を0.005%とする。
さらに、熱間圧延後の冷却過程におけるNiAlの析出を促進するには、A3点を制御することが重要であり、A3点が700℃以上930℃以下となるように、上記(1)、(2)式を満足するとともに、加えられるSiの量は下記(3)、(4)式で定義されるF1とA1が下記(5)式の関係を満足する範囲とする必要がある。
F1=Al%+0.5×Si% ・・・(3)
A1=Mn%+Ni% ・・・(4)
1.7×F1+8.3−A1≧0 ・・・(5)
これまで述べたように熱間圧延後の冷却過程におけるNiAlの析出を促進するには、A3点を制御することが重要であり、CuとMoを含有させる場合は、A3点が700℃以上930℃以下を満たす範囲として、上記(1)、(2)式を満足するとともに、下記(7)、(8)式で定義されるF2、A2が下記(9)式の関係を満足する範囲とする。
Ni%≧0.5Cu% ・・・(6)
F2=Al%+0.5×Si%+0.25×Mo% ・・・(7)
A2=Ni%+Mn%+0.6×Cu% ・・・(8)
1.7×F2+8.3−A2≧0 ・・・(9)
前述した組成の鋼よりなる鋳造凝固後のスラブを加熱するに際しては、加熱温度を1050℃以上とする。1050℃未満では十分オーステナイトに変態せず、析出物の溶体化が不十分であり、所望の強度が得られない。1300℃を超えると、スケール生成量が増加し、それに付随した表面疵が増加するため、1300℃以下とするのが望ましい。
熱間圧延後は、フェライト単相の組織とするため550℃以下まで冷却して巻取る。その際、750〜550℃の温度範囲を1℃/s以上20℃/s以下の平均冷却速度で冷却することが重要である。20℃/sを超えると、フェライトにNiAlが析出する時間が十分でなく、強度不足となる。一方、1℃/s以下では、NiAlが粗大化するため強度不足となる。
以上によって、前述した鋼組成を有し、フェライト単相の組織からなる、伸びフランジ性と打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板が製造できる。
表1に示す成分組成を有する鋼を鋳造凝固後そのまま、あるいは一度、室温まで冷却した後に表2に示す条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造した。鋼片は1050℃以上で60分以上加熱した後、熱間圧延を施した。
表1には、式(6)を除いて、式(1)から式(9)の値を併記した。なお、元素の含有に応じて、Fは、F1またはF2を、Aは、A1またはA2をそれぞれ示す。
ここで、降伏強さ、引張強さ及び伸びは、JIS Z 2201記載の5号試験片を用い、JIS Z 2241記載の方法に従って測定した。また、伸びフランジ性の評価は、穴広げ試験による穴広げ率(λ)で評価した。穴広げ試験は日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001−1996記載の方法で評価した。打抜き性は、打抜き端面の損傷の発生有無で評価した。打抜きは、穴広げ試験と同様、打抜きクリアランスを12.5%として10mm径の穴を打抜き、その端面形状を目視で観察した。
表2にその結果を示す。
上記以外は以下の理由によって本発明の範囲外である。
No.9は、仕上圧延温度が本発明の下限以下のため、金属間化合物の析出が不十分であり、強度の不足と同時に穴広げ性が劣っている例である。No.10は、750〜550℃における平均冷却速度が本発明の上限を超えており、冷却時に金属間化合物の析出が不十分となり、強度の不足と同時に穴広げ性が劣っている例である。
No.11は、Cの含有量が多く、粒界に炭化物が存在し、打抜き時のボイド生成がしやすく穴広げ性が劣る。No.12はCの含有量が低く、粒界に偏析するC量が少ないため、打抜き性に劣る。No.13は、Ni含有量がAl含有量に対して低く、強度不足となる例である。No.14は、Ni、Mn、Cuなどのオーステナイトを安定化する元素の含有量が多く、フェライトに変態しないオーステナイトの部分が強化されず、強度不足となる例である。
実施例1で製造した試料符号1、2の熱延鋼板を、660〜720℃に加熱し、溶融亜鉛めっき処理あるいは、めっき処理後に540〜580℃での合金化熱処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした後、実施例1と同じ材質試験を実施した。亜鉛めっき鋼板について結果の一例を表3に示す。
いずれのめっき鋼板においても実施例と同様の結果が得られ、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理を行ったとしても、本発明の材質が確保できることが確認できた。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.0003〜0.0080%、
Mn:0.1%〜16.0%、
Al:0.3〜5.0%、
Ni:0.6〜16.0%、
P:≦0.03%、
S:≦0.02%、
N:≦0.005%
を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、下記(1)式及び(2)式の関係を同時に満足する成分組成を有し、鋼組織がフェライト相から構成されることを特徴とする伸びフランジ性と打抜き性に優れた高強度熱延鋼板。
Ni%−2.0×Al%≧0 ・・・(1)
1.7×Al%+8.3−(Mn%+Ni%)≧0 ・・・(2)
ここで、Mn%、Ni%、Al%は、Mn、Ni、Alの含有量[質量%]である。 - 前記成分組成に、さらに質量%で、
Si:0.01〜3.0%
を含有し、下記(3)、(4)式で定義されるF1とA1が下記(5)式の関係を満足することを特徴とする請求項1記載の高強度熱延鋼板。
F1=Al%+0.5×Si% ・・・(3)
A1=Mn%+Ni% ・・・(4)
1.7×F1+8.3−A1≧0 ・・・(5)
ここで、Si%、Mn%、Ni%、Al%は、Si、Mn、Ni、Alの含有量[質量%]である。 - 前記成分組成に、さらに質量%で、
Cu:0.01〜3.0%、
Mo:0.01〜5.0%
を含有し、さらに、Cuが下記(6)式の関係を満足し、かつ、下記(7)、(8)式で定義されるF2とA2が下記(9)式の関係を満足することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。
Ni%≧0.5Cu% ・・・(6)
F2=Al%+0.5×Si%+0.25×Mo% ・・・(7)
A2=Ni%+Mn%+0.6×Cu% ・・・(8)
1.7×F2+8.3−A2≧0 ・・・(9)
ここで、Cu%、Si%、Mn%、Ni%、Al%は、Cu、Si、Mn、Ni、Alの含有量[質量%]である。 - 請求項1〜3のいずれか1項に記載の熱延鋼板とその表面に形成した溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層から構成される高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、1050℃以上で60分以上加熱し、熱間圧延の最終圧延温度を750℃以上で行い、750〜550℃における平均冷却速度が1〜20℃/sで550℃以下まで冷却することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の伸びフランジ性と打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の成分組成を満足するスラブを鋳造凝固後、1050℃以上で60分以上加熱し、熱間圧延の最終圧延温度を750℃以上で行い、750〜550℃における平均冷却速度が1〜20℃/sで550℃以下まで冷却して得た鋼帯を脱スケール処理後、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項4に記載の伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度熱延鋼板の製造方法。
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