JP2019523828A - ９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、かつ０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％、２．５≦Ａｌ／Ｃ≦５．０との関係を同時に満足する、９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼及びその製造方法。前記鋼のミクロ組織がフェライト＋ベイナイトであり、フェライトの平均結晶粒のサイズが５〜１０μｍ、ベイナイトの等価結晶粒サイズが２０μｍ以下、降伏強度が６００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸び率が１５％以上である。
Description
本発明は、熱間圧延高強度鋼分野に属し、具体的に９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼及びその製造方法に関する。
現在、商用車、特に大型トラックの車輪用の鋼は、通常に二相鋼から製造されるが、一部の経済的な車の車輪（リムおよびスポークを含む）についてコストを削減するために鋼製車輪をも使用する。高強度二相鋼から製造された車輪は、車輪の重量を効果的に減らすことができる。例えば、通常のＱ３４５鋼と比較して、ＤＰ６００（即ち、引張強度６００ＭＰａ級の二相鋼）は、車輪の重量を約１０〜１５％削減することができる。引張強度７８０ＭＰａ級のＤＰ７８０二相鋼は、車輪の重量をさらに約５〜１０％削減することができる。現在、中国の多く車輪工場で使用されている二相鋼は、ほとんど６００ＭＰａ以下の低強度二相鋼であり、ＤＰ７８０のような強度がより高い二相鋼はあまり使用されていない。
自動車用車輪に二相鋼を広く使用する理由は、主に、二重鋼自体が有する低降伏強度と高引張強度即ち低降伏比、連続降伏、及び良好な加工成形性などである。しかし、フェライト＋ベイナイト系の高強度二相鋼が自動車用車輪の製造に使用される場合、その拡孔性能が不足であるという最大の欠点がある。同じ強度レベルでは、フェライトとマルテンサイト二相鋼は、拡孔率が最も低いものである。主な理由は、フェライト相とマルテンサイト相が機械的性質では差異が大きく、加工硬化率が高く、打ち抜き孔の周辺に微小な亀裂が生じやすく、孔を拡張・形成する時に割れが生じることになる。一方、同じ強度レベルのベイナイトまたはフェライト＋ベイナイトの組織は、より良好な拡孔性能を示す。フェライト＋ベイナイト二相鋼は、比較的に低い降伏比及び良好な拡孔性、可塑性と衝撃靱性を有するので、超高強度車輪用鋼の分野（例えば、≧７８０ＭＰａ）において、フェライト＋ベイナイト二相鋼は、フェライト＋マルテンサイト二相鋼より大きな適用可能性がある。
既存の二相鋼は、主にフェライト＋マルテンサイト二相鋼であり、そのうち、主に冷間圧延フェライト＋マルテンサイト二相鋼であり、強度レベルが７８０ＭＰａ以上である熱間圧延フェライト＋マルテンサイト系二相鋼がほとんどなく、高強度（≧７８０ＭＰａ）のフェライト＋ベイナイト系二相鋼がより少ない。
中国特許ＣＮ１０１０３３５２２Ａは、製造工程が簡単であるが、組成のデザインでアルミニウムの含有量が高くて製造が難しく、製造コストが高く、引張強度が７００〜９００ＭＰａであるフェライトベイナイト二相鋼を公開した。中国特許ＣＮ１０２４４３７３５Ａは、段階冷却を採用するが、引張強度が４５０ＭＰａだけである炭素マンガン系フェライトベイナイト二相鋼を公開した。中国特許ＣＮ１０１６０３１５３Ａは、６５５ＭＰａ級のフェライトベイナイト二相鋼を開示した。当該二相鋼も段階冷却を採用したが、その空冷時間が１２〜１５秒間と比較的に長いであり、薄型の熱間圧延帯鋼の実現に困難がある。
本発明は、６００ＭＰａ以上の降伏強度、９８０ＭＰａ以上の引張強度、１５％以上の伸び率を有する９８０ＭＰａ級熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼及びその製造方法の提供を目的とする。当該二相鋼は、優れた強度と可塑性と靭性のマッチングを示し、良好な成形性を示し、高強度と薄型化が要求される車輪などの部品に適用できる。
上記目的を達成するために、本発明の技術案は以下のようである。
本発明は、比較的に高い含有量のＳｉを添加することにより、限られた熱間圧延空冷時間内で一定の数量のフェライト組織を形成し、かつフェライト形成のプロセスウィンドウを拡大することを保証することができ、比較的に高い含有量のＡｌを添加することにより、主に圧延後の空冷段階で所要数量のフェライトを形成することができ、Ｎｂ及びＴｉを複合的に添加することにより、主に仕上げ圧延段階でオーステナイト結晶粒を最大限度に微細化させ、相変態の後に形成されたフェライトをさらに微細化させ、鋼板の強度及び可塑性の向上を寄与することができる。本発明は、組織中のフェライトとベイナイトの含有量を正確に制御することで、降伏強度が６００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度のフェライトベイナイト二相鋼を得ることができる。
本発明は、比較的に高い含有量のＳｉを添加することにより、限られた熱間圧延空冷時間内で一定の数量のフェライト組織を形成し、かつフェライト形成のプロセスウィンドウを拡大することを保証することができ、比較的に高い含有量のＡｌを添加することにより、主に圧延後の空冷段階で所要数量のフェライトを形成することができ、Ｎｂ及びＴｉを複合的に添加することにより、主に仕上げ圧延段階でオーステナイト結晶粒を最大限度に微細化させ、相変態の後に形成されたフェライトをさらに微細化させ、鋼板の強度及び可塑性の向上を寄与することができる。本発明は、組織中のフェライトとベイナイトの含有量を正確に制御することで、降伏強度が６００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度のフェライトベイナイト二相鋼を得ることができる。
化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、かつ前記元素が０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％、２．５≦Ａｌ／Ｃ≦５．０との関係を同時に満足する９８０ＭＰａ級熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼である。
前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｃ：０．２０〜０．２５％であることが好ましい。
前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｓｉ：１．２〜１．８％であることが好ましい。
前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｍｎ：１．４〜１．８％であることが好ましい。
前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｎｂ：０．０３〜０．０５％であることが好ましい。
前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｔｉ：０．０２〜０．０４％であることが好ましい。
さらに、前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼のミクロ組織がフェライト＋ベイナイトであり、フェライトの体積割合が２０〜３５％、フェライトの平均結晶粒のサイズが５〜１０μｍ、ベイナイトの体積割合が６５〜８０％、ベイナイトの等価結晶粒サイズが２０μｍ以下である。
本発明の前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の降伏強度が６００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸び率が１５％以上である。
本発明の鋼の成分設計において、
炭素：炭素は、鋼における基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。炭素は、オーステナイトの相領域を拡大させ、オーステナイトを安定させる。炭素は、鋼における格子間原子として、鋼の強度の向上に対して非常に重要な役割を有し、鋼の降伏強度と引張強度に対する影響が最も大きいである。本発明では、引張強度９８０ＭＰａ級の高強度二相鋼を得るために、炭素の含有量が０．１５％以上であることを保証しなければならない。しかし、炭素の含有量が０．３０％を超えてはいけなく、でなければ、熱間圧延の二段階式の冷却過程で所要数量のフェライトを形成し難い。よって、本発明の鋼における炭素含有量を０．１５〜０．３０％の範囲、好ましくは０．２０〜０．２５％の範囲に制御する必要がある。
炭素：炭素は、鋼における基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。炭素は、オーステナイトの相領域を拡大させ、オーステナイトを安定させる。炭素は、鋼における格子間原子として、鋼の強度の向上に対して非常に重要な役割を有し、鋼の降伏強度と引張強度に対する影響が最も大きいである。本発明では、引張強度９８０ＭＰａ級の高強度二相鋼を得るために、炭素の含有量が０．１５％以上であることを保証しなければならない。しかし、炭素の含有量が０．３０％を超えてはいけなく、でなければ、熱間圧延の二段階式の冷却過程で所要数量のフェライトを形成し難い。よって、本発明の鋼における炭素含有量を０．１５〜０．３０％の範囲、好ましくは０．２０〜０．２５％の範囲に制御する必要がある。
ケイ素：ケイ素は、鋼における基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。その理由は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるフェライトベイナイト二相鋼を得るように、フェライトのサイズと数量を制御するとともに、ベイナイトの強度を向上する必要があるため、成分の設計で炭素とマンガンの含有量を適当に増加する必要があるが、炭素及びマンガンは、いずれもオーステナイトの相領域を拡大させ、オーステナイトを安定させる元素であり、熱間圧延の空冷過程におけるとても短い時間内（通常≦１０ｓ）に十分な量のフェライトを形成することが困難であるので、比較的に高い含有量のケイ素を添加する必要がある。ケイ素の添加は、フェライトの形成を顕著に促進し、フェライト形成のプロセスウィンドウを拡大し、フェライトを浄化することができると共に、部分的に強化する役割も奏する。ケイ素の上記のような役割は、含有量が０．８％以上に達成しなければ表現できない。しかし、Ｓｉの含有量が高すぎてはならなく、でなければ、圧延後の鋼板の衝撃靱性が低下する。よって、本発明の鋼におけるケイ素含有量を０．８〜２．０％の範囲、好ましくは１．２〜１．８％の範囲に制御する必要がある。
マンガン：マンガンは、鋼における最も基本的な元素であり、本発明にとって重要な元素の１つでもある。マンガンが、鋼の臨界焼入れ速度を低下させ、オーステナイトを安定化させ、結晶粒を微細化させ、オーステナイトのパーライトへの変態を遅延させるオーステナイト相領域を拡大する重要な要素であることはよく知られている。本発明では、鋼板の強度を確保するために、マンガンの含有量を通常に１．０％以上とし、マンガンの含有量が少なすぎると過冷却のオーステナイトが十分に安定せず、空冷時にパーライト型構造に転換しやすくなり、一方、マンガンの含有量が２．０％を超えてはならなく、２．０％を超えると、製鋼中にＭｎ偏析が発生するだけでなく、圧延後の空冷段階で十分なフェライト量が容易に形成されず、スラブ連続鋳造時にも熱間割れが発生しやすくなる。よって、本発明の鋼におけるＭｎ含有量を１．０〜２．０％の範囲、好ましくは１．４〜１．８％の範囲に制御する必要がある。
リン：リンは、鋼中の不純物元素であり、粒界に偏析しやすく、鋼中のリン含有量が高い（≧０．１％）と、Ｆｅ２Ｐが生成し、結晶粒の周囲に析出して、鋼の可塑性及び靭性を低下させる。よって、リン含有量が低いほど良好であり、一般に０．０２％以内に制御され、製鋼コストを増加させないことが好ましい。
硫黄：硫黄は鋼中の不純物元素である。鋼中の硫黄は、通常、マンガンと結合してＭｎＳ介在物を形成し、特に硫黄及びマンガンの含有量がいずれも多いと、鋼中に多くのＭｎＳが生成し、ＭｎＳ自体がある程度の塑性を有し、後続の圧延過程でＭｎＳが圧延方向に沿って変形し、鋼板の横方向の引張特性を低下させる。従って、鋼中の硫黄含有量が低いほど好ましく、実際の生産の時に通常０．００５％以内に制御される。
アルミニウム：アルミニウムは、本発明における重要な合金元素の１つである。本発明に関わる高強度のフェライトベイナイト二相鋼は、成分設計では、他の低強度レベルのフェライトベイナイト二相鋼に比べて、鋼における炭素及びマンガンの含有量がより高く、オーステナイトがより安定であり、圧延後の段階冷却・空冷段階ではフェライトを形成することが困難である。これに対して、アルミニウムはフェライト形成を促進する重要な元素の１つである。よって、本発明において、アルミニウムの含有量は、通常の鋼よりも一桁高くなる。鋼におけるアルミニウムの添加量は、主に炭素の含有量に相関があり、その含有量が２．５≦Ａｌ／Ｃ≦５．０を満足すべきである。アルミニウム含有量が少ないと、空冷段階で十分な量のフェライトを生成できず、高すぎると、溶鋼の鋳込が困難となり、スラブに表面縦割れなどの欠陥が生じやすくなる。よって、本発明では、鋼におけるアルミニウム含有量は、０．５〜１．０％に制御され、かつ２．５≦Ａｌ／Ｃ≦５．０の関係式を満足する。
窒素：窒素は本発明において不純物元素であり、含有量が少ないほど良好である。窒素は鋼中の不可避元素でもあり、通常、製鋼プロセス中に特別な制御が行われないと、鋼中の窒素の残留量が通常０．００６％以下になる。これら固溶または遊離の窒素元素は、ある種の窒化物を形成することによって固定されなければならず、でなければ、鋼の衝撃靱性に非常に好ましくなく、帯鋼圧延の過程に全長にわたる鋸歯状の欠陥を形成しやすい。本発明では、チタン元素を添加することにより、窒素と結合して安定なＴｉＮを形成し、窒素原子を固定する。よって、本発明の鋼における窒素含有量は、０．００６％以内に制御され、かつ低いほど良好である。
ニオブ：ニオブは、本発明における重要な元素の１つでもある。圧延空冷段階でフェライト相の生成を促進させるためには、９８０ＭＰａ以上の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼に通常に多くのケイ素を添加する必要があるが、高ケイ素の添加は一般的にベイナイトの脆性を上昇する場合がある。本発明では、炭素自体の含有量が≦０．３０％だけであるが、一定量のフェライトが析出した後、フェライト中の炭素原子が排出され、未変態のオーステナイト中に入るため、残留オーステナイト中の炭素量が富化し、最終に形成されたベイナイトに炭化物の含有量が高くなり、衝撃靱性に不利である。高Ｓｉ型のフェライトベイナイト二相鋼の衝撃靱性をできるだけ向上させるために、合金の成分設計で微量のニオブを添加することにより、結晶粒を微細化させ、二相鋼の衝撃靱性を効果的に向上させることができる。ニオブの添加は、２つの役割を果たす。その１は、高温段階で固溶のニオブがオーステナイト粒成長に対して溶質引きずりの役割を果たす。その２は、仕上げ圧延段階で、ニオブの炭窒化物を介してオーステナイトの粒界をピン止めし、オーステナイト結晶粒を微細化させ、最終的に変態されたフェライトとベイナイトを微細化させて二相鋼の衝撃靭性を改善する役割を果たす。よって、本発明の鋼におけるニオブ含有量を０．０１〜０．０６％の範囲、好ましくは０．０３〜０．０５％の範囲に制御する必要がある。
チタン：チタンは、本発明における重要な元素の一つである。チタンは、本発明において主に２つの役割を奏する。その１は、チタンが鋼中の不純物元素である窒素と結合してＴｉＮを形成し、窒素固定効果を発揮する。その２は、チタンがニオブと協力してオーステナイト結晶粒を微細化させる最適の役割を奏する。鋼中の遊離窒素原子は、鋼の衝撃靱性に対して非常に不利である。微量のチタンを添加することにより、遊離の窒素を固定できるが、本発明においてチタンの含有量が多過ぎると、サイズが大きいＴｉＮを形成しやすく、鋼の衝撃靱性に対して不利であるため、好ましくない。試験によれば、鋼にＴｉを添加せず、Ｎｂのみを添加すると、連続鋳造の生産プロセスにおいて連続鋳造スラブに角割れが起こりやすく、微量のチタンの添加は角割れ問題を効果的に改善できることが証明される。それとともに、本発明におけるＮｂとＴｉの含有量を０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％の成分範囲に制御すれば、良好な結晶粒微細化効果を果たすだけではなく、コストも低い。よって、本発明の鋼中のチタン含有量を０．０１〜０．０５％の範囲、好ましくは０．０２〜０．０４％の範囲に制御する必要がある。
酸素：酸素は製鋼プロセスにおいて不可避的に存在する元素であり、本発明では、一般にアルミニウムの脱酸後に鋼中の酸素含有量が３０ｐｐｍ以下になり、鋼板の性能に顕著な悪影響を及ぼすことはない。よって、鋼中の酸素含有量を３０ｐｐｍ以内に制御すればよい。
本発明に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の製造方法は、下記の工程を含む。
１） 製錬、鋳造
上述した化学成分になるように製錬し、精錬して、スラブ又はインゴットに鋳造する。
上述した化学成分になるように製錬し、精錬して、スラブ又はインゴットに鋳造する。
２） スラブ又はインゴットの加熱
加熱温度が１１００〜１２００℃であり、加熱時間が１〜２時間である。
加熱温度が１１００〜１２００℃であり、加熱時間が１〜２時間である。
３） 熱間圧延＋段階冷却＋巻き取り
圧延開始温度を１０３０〜１１５０℃とし、１０００℃以上で、累積変形量が５０％以上になるように３〜５バスの粗圧延を行い、中間スラブの保持温度を９００〜９５０℃とし、さらに累積変形量が７０％以上になるように３〜５バスの仕上げ圧延を行い、最終圧延温度を８００〜９００℃とし、最終圧延が終了した後に、１００℃／ｓの冷却速度で鋼板を６００〜７００℃に水冷し、３〜１０秒間で空冷して、さらに３０〜５０℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃に冷却し、巻き取りを行い、巻き取った後に、２０℃／ｈ以下の冷却速度で室温に冷却する。
圧延開始温度を１０３０〜１１５０℃とし、１０００℃以上で、累積変形量が５０％以上になるように３〜５バスの粗圧延を行い、中間スラブの保持温度を９００〜９５０℃とし、さらに累積変形量が７０％以上になるように３〜５バスの仕上げ圧延を行い、最終圧延温度を８００〜９００℃とし、最終圧延が終了した後に、１００℃／ｓの冷却速度で鋼板を６００〜７００℃に水冷し、３〜１０秒間で空冷して、さらに３０〜５０℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃に冷却し、巻き取りを行い、巻き取った後に、２０℃／ｈ以下の冷却速度で室温に冷却する。
本発明の製造プロセス設計の理由は、以下のようである。
本発明の圧延プロセスの模式図は、図１に示されている。圧延プロセスの設計では、粗圧延と仕上げ圧延の段階で、圧延のプロセスのリズムは、できるだけ早く完了する必要がある。最終圧延が終了した後に、高い冷却速度（≧１００℃／ｓ）で中間冷却停止温度までに急速に冷却する必要がある。その理由は、圧延終了後、冷却速度が遅くなると、鋼板内部で変態されたオーステナイトが短時間内で再結晶化を完了し、その時点でオーステナイト結晶粒が成長するためである。比較的に粗いオーステナイトでは、後続の冷却プロセスにおいてフェライト変態を起こる時に、最初のオーステナイトの粒界に沿って形成されたフェライト結晶粒が粗くなり、通常に１０〜２０μｍになり、鋼板の強度の向上に不利である。
本発明の圧延プロセスの模式図は、図１に示されている。圧延プロセスの設計では、粗圧延と仕上げ圧延の段階で、圧延のプロセスのリズムは、できるだけ早く完了する必要がある。最終圧延が終了した後に、高い冷却速度（≧１００℃／ｓ）で中間冷却停止温度までに急速に冷却する必要がある。その理由は、圧延終了後、冷却速度が遅くなると、鋼板内部で変態されたオーステナイトが短時間内で再結晶化を完了し、その時点でオーステナイト結晶粒が成長するためである。比較的に粗いオーステナイトでは、後続の冷却プロセスにおいてフェライト変態を起こる時に、最初のオーステナイトの粒界に沿って形成されたフェライト結晶粒が粗くなり、通常に１０〜２０μｍになり、鋼板の強度の向上に不利である。
本発明の鋼板組織の設計思想は、微細な等軸フェライト及びベイナイト組織に対して、引張り強度９８０ＭＰａ級に達成しようとする場合、フェライトの平均結晶粒のサイズを１０μｍ以下に制御しなければならない。これについて、仕上げ圧延終了後、鋼板を所望の中間冷却停止温度まで急冷する必要がある。本発明は低炭素鋼であるため、フェライトが変態の駆動力が大きいであることで容易に形成される。よって、帯鋼の最終圧延後の冷却速度は、冷却中にフェライトが生成されないように十分に速い（≧１００℃／ｓ）とする必要がある。
本発明の段階冷却プロセスにおける第１段階の冷却停止温度は、６００〜７００℃の温度範囲内に制御する必要がある。これは、熱間連続圧延ラインの帯鋼の運転速度が速く、水冷段階の長さが制限されるため、長時間の空冷を行うことができないからである。第１段階の冷却停止温度は、フェライト析出の最適温度領域にできるだけ制御すべきである；第２段階の水冷の主な目的は、所要のベイナイトを生成することであるので、第２段階の水冷速度は、３０〜５０℃／ｓに制御する必要があり、冷却速度が高すぎると、鋼板内部に過大な応力が発生し、帯鋼の形状が不良になる。巻き取り温度は、３５０〜５００℃に制御すればよい。具体的な冷却プロセスの模式図を図２に示す。
本発明は、巧妙的、合理的な成分設計と、革新的な熱間圧延プロセスによって、優れた強度と塑性を有する高強度の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼を得ることができる。鋼板の組織は、微細なフェライトとベイナイトであり、フェライトの体積割合が２０〜３５％、フェライトの平均結晶粒のサイズが５〜１０μｍ、ベイナイトの体積割合が６５〜８０％、ベイナイトの等価結晶粒サイズが２０μｍ以下である。成分設計では、理論的な分析及び試験研究によって、ＮｂとＴｉの合計量が０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％を満足し、炭素とアルミニウムの添加量が２．５≦Ａｌ／Ｃ≦５．０を満足する必要があり、これとともに、所要の圧延プロセスを合わせて、これにより、本発明の低降伏比、高強度の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼を得て、かつ良好な可塑性と良好な衝撃靱性を有するものを得ることができる。
本発明は以下の有益効果を有する。
（１） 本発明は、比較的に経済的な成分設計の思想を採用するとともに、従来の熱間連続圧延ラインを合わせることにより、低降伏比、高強度の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼を生産することができる。
（１） 本発明は、比較的に経済的な成分設計の思想を採用するとともに、従来の熱間連続圧延ラインを合わせることにより、低降伏比、高強度の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼を生産することができる。
（２） 本発明で製造された、降伏強度≧６００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧１５％、および厚さ≦６ｍｍの熱間圧延高強度フェライトベイナイト二相鋼板は、優れた強度と可塑性と靭性のマッチングを示し、かつ優れた成形性能を示し、同時に低い降伏比を有し、高強度と薄型化を必要とする車輪のような部品に適用することができ、良好な適用見込みを有する。
以下、実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
表１は本発明の実施例の鋼の成分を示し、表２は本発明の実施例の鋼の製造プロセスのパラメーターを示し、表３は本発明の実施例の鋼の性能を示す。
表１は本発明の実施例の鋼の成分を示し、表２は本発明の実施例の鋼の製造プロセスのパラメーターを示し、表３は本発明の実施例の鋼の性能を示す。
本発明の実施例のプロセスの流れは、転炉又は電気炉製錬→真空炉２次精錬→スラブ又はインゴットの鋳造→鋼スラブ（インゴット）の加熱→熱間圧延＋圧延後の段階冷却→鋼の巻き取りを含み、そのうち、肝心なプロセスのパラメーターを表２に示す。
図３〜図７は、それぞれ実施例１〜５の鋼の典型的な金相写真を示す。図３〜図７から分かるように、本発明の鋼板のミクロ組織は、微細なフェライト及びベイナイト（図中、白色い組織がフェライト、灰色い組織がベイナイト）であり、フェライト結晶粒の大部は、最初のオーステナイトの粒界に分布し、等価結晶粒サイズが５〜１０μｍであり、ベイナイトの等価結晶粒サイズが約２０μｍである。ミクロ組織は鋼板の性能によく対応することができ、組織中のフェライトは、低い降伏強度を鋼板に付与し、多くのベイナイト（体積割合が６５〜８０％）の存在が、高い引張り強度を鋼板に付与し、本発明の前記フェライトベイナイト二相鋼が成形しやすく、強度と可塑性と靱性のマッチング良いなどの特徴を有し、高強度と薄型化を必要とする車輪などの分野に特に適用することができる。
表３から分かるように、本発明で製造された９８０ＭＰａ級のフェライトベイナイト二相鋼は、降伏強度≧６００ＭＰａ、引張強度≧９８０ＭＰａ、伸び率≧１５％であり、かつ低い降伏比を有し、優れた強度と可塑性と靱性のマッチングを示し、高強度と薄型化を必要とする車輪などの分野に特に適用することができる。
Claims (11)
- 化学成分が、重量百分率で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．８〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ：０．５〜１．０％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、かつ前記元素が０．０５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０．１０％、２．５≦Ａｌ／Ｃ≦５．０との関係を同時に満足する、９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｃ：０．２０〜０．２５％である請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｓｉ：１．２〜１．８％である請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｍｎ：１．４〜１．８％である請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｎｂ：０．０３〜０．０５％である請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の化学成分において、重量百分率で、Ｔｉ：０．０２〜０．０４％である請求項１に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼のミクロ組織がフェライト＋ベイナイトであり、フェライトの体積割合が２０〜３５％、フェライトの平均結晶粒のサイズが５〜１０μｍ、ベイナイトの体積割合が６５〜８０％、ベイナイトの等価結晶粒サイズが２０μｍ以下である請求項１〜６のいずれか一項に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の降伏強度が６００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸び率が１５％以上である請求項１〜７のいずれか一項に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼。
- １） 製錬、鋳造
請求項１〜６のいずれか一項に記載の化学成分になるように製錬し、精錬して、スラブ又はインゴットに鋳造し；
２） スラブ又はインゴットの加熱
加熱温度が１１００〜１２００℃であり、加熱時間が１〜２時間であり；
３） 熱間圧延＋段階冷却＋巻き取り
圧延開始温度を１０３０〜１１５０℃とし、１０００℃以上で、累積変形量が５０％以上になるように３〜５バスの粗圧延を行い、中間スラブの保持温度を９００〜９５０℃とし、さらに累積変形量が７０％以上になるように３〜５バスの仕上げ圧延を行い、最終圧延温度を８００〜９００℃とし、最終圧延が終了した後に、１００℃／ｓの冷却速度で鋼板を６００〜７００℃に水冷し、３〜１０秒間で空冷して、さらに３０〜５０℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃に水冷し、巻き取りを行い、巻き取った後に、２０℃／ｈ以下の冷却速度で室温に冷却する、
との工程を含む請求項１〜８のいずれか一項に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の製造方法。 - 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼のミクロ組織がフェライト＋ベイナイトであり、フェライトの体積割合が２０〜３５％、フェライトの平均結晶粒のサイズが５〜１０μｍ、ベイナイトの体積割合が６５〜８０％、ベイナイトの等価結晶粒サイズが２０μｍ以下である請求項９に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の製造方法。
- 前記熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の降伏強度が６００ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、伸び率が１５％以上である請求項９又は１０に記載の９８０ＭＰａ級の熱間圧延フェライトベイナイト二相鋼の製造方法。
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