JP2017507242A - 高強度低比重鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
Cは、基地組織であるオーステナイトを安定化させ、κ−炭化物の析出を抑制することにより、鋼板の比重に対して強度を向上させるのに重要な役割をする必須元素である。本発明においてこのような効果を得るためには上記炭素を0.01重量%以上含むことが好ましい。これに対し、上記炭素の含量が2.0重量%を超える場合には、κ−炭化物の高温析出を助長し、鋼板の熱間加工性及び冷間加工性を大きく劣化させるため、本発明では、上記炭素の含量を0.01〜2.0重量%に制限することが好ましい。
Siは、固溶強化によって鋼板の強度を向上させ、比重が低いため、鋼板の比強度の向上に有用な元素であるが、過度に添加されると、熱間加工性を低下させるだけでなく、熱間圧延時に鋼板の表面に赤色スケールが形成され、鋼板の表面品質が低下し、化成処理性を大きく劣化させるため、本発明では、上記ケイ素の含量を9.0重量%以下に制限することが好ましい。
Mnは、基地組織であるオーステナイトを安定化させるだけでなく、鋼の製造工程中に不可避に含有されるSと結合してMnSを形成することにより、固溶Sによる粒界脆化を抑制する役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記マンガンが5.0重量%以上含まれることが好ましい。これに対し、上記マンガンの含量が40重量%を超える場合には、β−Mn相が形成されたり、高温でδ−フェライトを安定化させ、逆にオーステナイトの安定性を阻害するため、本発明では、上記マンガンの含量を5.0〜40.0重量%に制限することが好ましい。
Pは、鋼中に不可避に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる主要原因になる元素であるため、できるだけ低く制御することが好ましい。理論上、上記リンの含量は0%に制御することが有利であるが、現在の製錬技術と費用を考慮すると、必然的に含有されるしかない。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含量の上限を0.04重量%とする。
Sは、鋼中に不可避に含有される不純物であり、鋼の熱間加工性及び靱性を劣化させる主要原因になる元素であるため、できるだけ低く制御することが好ましい。理論上、上記硫黄の含量は0%に制御することが有利であるが、現在の製錬技術と費用を考慮すると、必然的に含有されるしかない。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記硫黄の含量の上限を0.04重量%とする。
Alは、鋼板の低比重化を達成するための必須の元素であり、また、B2相及びDO3相を形成することにより、鋼板の延性、降伏強度、加工硬化能、熱間加工性及び冷間加工性の向上に重要な役割をする元素である。本発明においてこのような効果を得るためには上記アルミニウムの含量が4.0重量%以上であることが好ましい。これに対し、上記アルミニウムの含量が20.0重量%を超える場合には、κ−炭化物が過多に析出し、鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性が急激に低下するため、本発明では、上記アルミニウムの含量を4.0〜20.0重量%に制限することが好ましい。
Niは、κ−炭化物の過度な析出を抑制し、高温でB2相を安定化させることにより、本発明で得ようとする微細組織、即ち、オーステナイトを基地組織とし、Fe−Al系金属間化合物が均一に分散されている微細組織を具現するために必須に含まれる元素である。上記ニッケルの含量が0.3重量%未満の場合には、高温でB2相を安定化させる効果が小さいため、目的とする微細組織を確保することができないのに対し、上記ニッケルの含量が20.0重量%を超える場合には、B2相の相分率を過度に高めて冷間加工性を大きく劣化させるため、本発明では、上記ニッケルの含量を0.3〜20.0重量%に制限することが好ましく、0.5〜18重量%に制限することがより好ましく、1.0〜15重量%に制限することがさらに好ましい。
Nは、鋼中窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記窒素が0.001重量%以上含まれることが好ましい。これに対し、上記窒素の含量が0.05重量%を超える場合には、鋼の靱性を低下させるため、本発明では、上記窒素の含量を0.001〜0.05重量%に制限することが好ましい。
Crは、鋼の強度−延性バランスを向上させるだけでなく、κ−炭化物の過度な析出を抑制する役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記クロムの含量が0.01重量%以上であることが好ましい。これに対し、上記クロムの含量が7.0重量%を超える場合には、鋼の延性及び靱性を劣化させ、高温でセメンタイト((Fe,Mn)3C)などの炭化物の析出を助長することにより鋼の熱間加工性及び冷間加工性を大きく劣化させるため、本発明では、上記クロムの含量を0.01〜7.0重量%に制限することが好ましい。
上記元素は、Niと類似した役割をし、鋼中のAlと化学的に結合することにより高温でB2相等の金属間化合物を安定化させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記元素の含量が0.01重量%以上であることが好ましい。これに対し、上記元素の含量が15.0重量%を超える場合には、析出相が過度に形成されるという問題があるため、本発明では、上記元素の含量の合計を0.01〜15.0重量%に制限することが好ましい。
Liは、鋼中のAlと結合することにより高温でB2相等の金属間化合物を安定化させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記Liの含量が0.001重量%以上であることが好ましい。一方、上記Liは、炭素との化学的親和力が高いため、過度に添加される場合には、過度な炭化物が形成され、鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を3.0重量%に制限することが好ましい。
上記元素は、鋼中のAlと結合することにより高温でB2相等の金属間化合物を安定化させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記元素の含量が0.005重量%以上であることが好ましい。これに対し、上記元素は、炭素との化学的親和力が高いため、過度に添加される場合には、過度な炭化物が形成され、鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を3.0重量%に制限することが好ましい。
V及びNbは、炭窒化物形成元素であり、本発明のような低炭素−高マンガン鋼において強度及び成形性を向上させ、結晶粒の微細化によって鋼の靱性を向上させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記元素の含量が0.001重量%以上であることが好ましい。これに対し、上記元素の含量が1.0重量%を超える場合には、過度な炭化物の析出によって製造性及び鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を1.0重量%に制限することが好ましい。
Wは、鋼の強度及び靱性を向上させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためには上記タングステンの含量が0.01重量%以上であることが好ましい。これに対し、上記タングステンの含量が5.0重量%を超える場合には、硬質相又は析出物の過度な生成を助長することにより、製造性及び鋼の物性を劣化させるため、本発明では、その上限を5.0重量%に制限することが好ましい。
Ca及びMgは、硫化物及び/又は酸化物を生成して鋼の靱性を向上させる役割をする。本発明においてこのような効果を得るためにはCa:0.001重量%以上、Mg:0.0002重量%以上であることが好ましい。これに対し、その含量が過多な場合には、介在物の個体密度やサイズを増大させて鋼の靱性及び加工性を大きく阻害するため、その上限をそれぞれCa:0.02重量%、Mg:0.4重量%に制限することが好ましい。
Bは、粒界強化に有効な元素であり、本発明においてこのような効果を得るためには0.0001重量%以上であることが好ましい。これに対し、0.1重量%を超える場合には、鋼の加工性を大きく阻害するため、その上限を0.1重量%に制限することが好ましい。
まず、上述の組成を満たす鋼スラブを1050〜1250℃に再加熱する。スラブの再加熱温度が1050℃未満の場合には、炭窒化物が十分に固溶しないため、目的とする強度及び延性を確保することができず、熱延板の靱性が不足し、熱間破壊などを起こす恐れがある。一方、再加熱温度の上限は、特に、高炭素系の成分の場合に重要であり、熱間加工性の確保の観点で1250℃に制限する。
本発明の一実施形態によれば、上述のように再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取後、上記熱延鋼板の延性をより向上させるために、上記のように巻き取られた熱延鋼板を800〜1250℃で1〜60分間焼鈍することができる。
本発明の他の実施形態によれば、上述のように再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取、1次焼鈍及び冷却後、800〜1100℃で30秒間〜60分間2次焼鈍することができる。
本発明のさらに他の実施形態によれば、上述のように再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取後、上記のように巻き取られた熱延鋼板を−20℃以上の温度で総圧下率30%以上で冷間圧延して冷延鋼板を製造することができる。これは、十分な微細せん断変形帯(Shear Band)を生成させるためである。本発明においてこのような効果を得るためには総圧下率が30%以上であることが好ましい。
本発明のさらに他の実施形態によれば、再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取、焼鈍及び冷間圧延後、上記冷延鋼板を800〜1100℃で30秒間〜60分間焼鈍することができる。上記冷間圧延によって生成されたせん断変形帯(Shear Band)は、焼鈍時、B2相の不均質核生成源として作用し、オーステナイト基地内のB2相の微細化及び均一分散に寄与する。本発明においてこのような効果を得るためには焼鈍温度が800℃以上であることが好ましい。これに対し、焼鈍温度が1100℃を超える場合には、結晶粒が粗大化し、B2相の相分率が低下する恐れがあるため、上記焼鈍温度は800〜1100℃であることが好ましく、800〜1000℃であることがより好ましい。
真空誘導炉(Vacuum Induction Melting Furnace)を用いて下記表1の合金組成を有する溶鋼を準備した後、これを利用して約40kgの鋳片(Ingot)を製作した。製作された鋳片のサイズは300mm(幅)×30mm(長さ)×80mm(厚さ)であった。製作された鋳片を溶体化処理(Solution Treatment)した後、サイジング圧延(Slab Rolling)して、8〜25mmの厚さを有するスラブ(Slab)を製造した。
その後、下記表2の条件で再加熱、熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板を製造し、上記冷延鋼板を下記表3の条件で焼鈍した。その後、XRDを利用して相分率を測定し、ピクノメーター(Pycnometer)を利用して比重を測定し、1×10−3/秒の初期変形率で引張試験を行い、機械的物性を評価した。その結果を表3に示した。
焼鈍条件が鋼板の機械的物性に及ぼす影響を評価するために、発明鋼4に対して、上記実施例1の条件で再加熱、熱間圧延、冷却及び巻取、冷間圧延を順次行った後、下記表5の条件で焼鈍熱処理を行った。その後、実施例1と同一の方法で引張試験を行った後、その結果を表5に共に示した。
実施例1及び2とは異なり、上述の製造方法(1)により熱延鋼板を製造した。より具体的には、下記表6の合金組成を有する鋼スラブを1150℃で7200秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は1050℃、終了温度は900℃、圧下率は84.4%とした。その後、上記熱延鋼板を600℃まで水冷(water quenching)した後、巻き取った。その後、実施例1と同一の方法で相分率を測定し、引張試験を行った後、その結果を表7に示した。
実施例1〜3とは異なり、上述の製造方法(2)により熱延鋼板を製造した。より具体的には、発明鋼5の合金組成を有する鋼スラブを1150℃で7200秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は1050℃、終了温度は900℃、圧下率は88.0%とした。その後、上記熱延鋼板を600℃まで20℃/秒の速度で冷却した後、巻き取った。その後、上記巻き取られた熱延鋼板を下記表8の条件で焼鈍及び冷却し、実施例1と同一の方法で相分率及び比重を測定し、引張試験を行った後、その結果を表8に共に示した。
実施例1〜4とは異なり、上述の製造方法(3)により熱延鋼板を製造した。より具体的には、発明鋼5の合金組成を有する鋼スラブを1150℃で7200秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は1050℃、終了温度は900℃、圧下率は88.0%とした。その後、上記熱延鋼板を600℃まで20℃/秒の速度で冷却した後、巻き取った。その後、巻き取られた熱延鋼板を1100℃で3600秒間1次焼鈍した後、20℃/秒の速度で冷却した。その後、上記1次焼鈍及び冷却された熱延鋼板を800℃で900秒間2次焼鈍した後、水冷(water quenching)した。その後、実施例1と同一の方法で相分率及び比重を測定し、引張試験を行った後、その結果を表9に示した。
実施例1〜5とは異なり、上述の製造方法(5)により冷延鋼板を製造した。より具体的には、発明鋼12の合金組成を有する鋼スラブを1150℃で7200秒間再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造し、このとき、熱間圧延開始温度は1050℃、終了温度は900℃、圧下率は88.0%とした。その後、上記熱延鋼板を600℃まで20℃/秒の速度で冷却した後、巻き取った。その後、巻き取られた熱延鋼板を1100℃で900秒間焼鈍した後、66.7%の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。その後、上記冷延鋼板を900℃で900秒間焼鈍し、水冷(water quenching)した。その後、実施例1と同一の方法で相分率及び比重を測定し、引張試験を行った後、その結果を表10に示した。
Claims (20)
- オーステナイト基地に、
体積%で、1〜50%のFe−Al系金属間化合物及び15%以下のペロブスカイト炭化物であるL12構造のκ−炭化物((Fe,Mn)3AlC)を含む、高強度低比重鋼板。 - 前記鋼板は、体積%で、5〜45%のFe−Al系金属間化合物を含む、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板は、体積%で、7%以下のペロブスカイト炭化物であるL12構造のκ−炭化物((Fe,Mn)3AlC)を含む、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記Fe−Al系金属間化合物は、平均粒径20μm以下の粒子状を有する、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記Fe−Al系金属間化合物は、平均粒径2μm以下の粒子状を有する、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記Fe−Al系金属間化合物は、平均粒径20μm以下の粒子状を有するか、鋼板の圧延方向に平行な帯(band)状を有する、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板の圧延方向に平行な帯(band)状のFe−Al系金属間化合物の体積分率は40%以下である、請求項6に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板の圧延方向に平行な帯(band)状のFe−Al系金属間化合物の平均厚さは40μm以下であり、平均長さは500μm以下であり、平均幅は200μm以下である、請求項6に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記Fe−Al系金属間化合物はB2構造又はDO3構造である、請求項1から8のいずれか一項に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板は、体積%で、15%以下のフェライトを含む、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板は、重量%で、C:0.01〜2.0%、Si:9.0%以下、Mn:5.0〜40.0%、P:0.04%以下、S:0.04%以下、Al:4.0〜20.0%、Ni:0.3〜20.0%、N:0.001〜0.05%、残部Fe及び不可避不純物を含む、請求項1から10のいずれか一項に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記Mnの含量が5.0%以上14.0%未満の場合には前記Cの含量が0.6%以上であり、前記Mnの含量が14.0%以上20.0%未満の場合には前記Cの含量が0.3%以上である、請求項11に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板は、重量%で、Cr:0.01〜7.0%、Co:0.01〜15.0%、Cu:0.01〜15.0%、Ru:0.01〜15.0%、Rh:0.01〜15.0%、Pd:0.01〜15.0%、Ir:0.01〜15.0%、Pt:0.01〜15.0%、Au:0.01〜15.0%、Li:0.001〜3.0%、Sc:0.005〜3.0%、Ti:0.005〜3.0%、Sr:0.005〜3.0%、V:0.005〜3.0%、Zr:0.005〜3.0%、Mo:0.005〜3.0%、Lu:0.005〜3.0%、Ta:0.005〜3.0%、ランタノイド系REM:0.005〜3.0%、V:0.005〜1.0%、Nb:0.005〜1.0%、W:0.01〜5.0%、Ca:0.001〜0.02%、Mg:0.0002〜0.4%、及びB:0.0001〜0.1%からなる群から選択された1種以上をさらに含む、請求項11に記載の高強度低比重鋼板。
- 前記鋼板は、比重が7.47g/cc以下であり、降伏強度が600MPa以上であり、最大引張強度と全伸び率の積の値(TS×El)が12,500MPa・%以上であり、平均加工硬化率(TS−YS)/UE (式中、UE(%)は均一伸び率を表す)の値が8MPa/%以上である、請求項1に記載の高強度低比重鋼板。
- 重量%で、C:0.01〜2.0%、Si:9.0%以下、Mn:5.0〜40.0%、P:0.04%以下、S:0.04%以下、Al:4.0〜20.0%、Ni:0.3〜20.0%、N:0.001〜0.05%、残部Fe及び不可避不純物を含む鋼スラブを1050〜1250℃で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを60%以上の総圧下率で900℃以上の温度で熱間圧延を仕上げて熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を5℃/秒以上の速度で600℃以下に冷却した後、巻き取る段階
とを含む、高強度低比重鋼板の製造方法。 - 前記巻き取る段階の後、
前記巻き取られた熱延鋼板を800〜1250℃で1〜60分間焼鈍する段階と、
前記焼鈍された熱延鋼板を5℃/秒以上の速度で600℃以下に冷却する段階
とをさらに含む、請求項15に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。 - 前記巻き取る段階の後、
前記巻き取られた熱延鋼板を800〜1250℃で1〜60分間1次焼鈍する段階と、
前記焼鈍された熱延鋼板を5℃/秒以上の速度で600℃以下に冷却する段階と、
前記冷却された熱延鋼板を800〜1100℃で30秒間〜60分間2次焼鈍する段階と、
前記2次焼鈍された熱延鋼板を5℃/秒以上の速度で600℃以下に冷却する段階
とをさらに含む、請求項15に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。 - 前記巻き取る段階の後、
前記巻き取られた熱延鋼板を−20℃以上の温度で30%以上の総圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を800〜1100℃で30秒間〜60分間焼鈍する段階と、
前記焼鈍された冷延鋼板を5℃/秒以上の速度で600℃以下に冷却する段階
とをさらに含む、請求項15に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。 - 前記巻き取る段階の後、
前記巻き取られた熱延鋼板を800〜1250℃で1〜60分間焼鈍する段階と、
前記焼鈍された熱延鋼板を−20℃以上の温度で30%以上の総圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を800〜1100℃で30秒間〜60分間焼鈍する段階と、
前記焼鈍された冷延鋼板を5℃/秒以上の速度で600℃以下に冷却する段階
とをさらに含む、請求項15に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。 - 前記Mnの含量が5.0%以上14.0%未満の場合には前記Cの含量が0.6%以上であり、前記Mnの含量が14.0%以上20.0%未満の場合には前記Cの含量が0.3%以上である、請求項15から19のいずれか一項に記載の高強度低比重鋼板の製造方法。
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