JP2019527775A - 成形性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[関係式1]−0.02≦[Ti]−(24/7)[N]−(3/2)[S]≦0.025
(ここで、[Ti]、[N]及び[S]はそれぞれ、該当元素の含有量(重量%)を意味する。)
炭素は、侵入型固溶元素であって、冷延及び焼鈍過程で鋼板の集合組織の形成に大きい影響を与える。特に、鋼中の固溶炭素量が多くなると、絞り性に有利な{111}集合組織を有する結晶粒成長が抑制され、{110}及び{100}集合組織を有する結晶粒成長が促進されて、薄鋼板の絞り性が劣化することがある。また、炭素含有量が多すぎる場合には、これを炭化物として析出させるために必要なTi含有量が多すぎるようになって、経済性の面において不利となりうるだけでなく、微細なTiCの炭化物が鋼中に多く分布して絞り性を急激に劣化させるという問題がある。したがって、本発明では、炭素含有量の上限を0.004%、好ましくは0.0035%に制御する。一方、炭素含有量が低いほど絞り性を改善させるためには有利であり得るが、その含有量が過度に低い場合には、薄鋼板の焼付硬化性が急激に劣化するという問題がある。したがって、本発明では、炭素含有量の下限を0.001%、好ましくは0.0012%に制御する。
シリコンは、固溶強化によって薄鋼板の強度上昇に寄与する。但し、その含有量が多すぎる場合には、表面スケール欠陥を誘発し、めっき表面特性が劣化するという問題があるため、本発明では、その上限を0.5%、好ましくは0.05%に制御する。一方、本発明では、シリコン含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは0.001%であることができ、より好ましくは0.002%であることができる。
マンガンは、固溶強化元素であって、鋼の強度向上に寄与するだけでなく、鋼中SをMnSとして析出させ、熱間圧延におけるSによる板破断の発生及び高温脆化を抑制させる役割を果たす。但し、その含有量が多すぎる場合には、過剰のMnが固溶されて絞り性を劣化させるという問題がある。本発明では、マンガン含有量の上限を1.2%以下、好ましくは1.0%以下、より好ましくは0.8%以下に制御する。一方、本発明では、マンガン含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは0.01%であることができ、より好ましくは0.1%であることができる。
リンは、固溶効果に非常に優れており、絞り性を大きく損うことなく鋼の強度を向上させるために最も効果的な元素である。本発明では、リン含有量の下限を0.005%、好ましくは0.008%、より好ましくは0.010%に制御する。但し、その含有量が多すぎる場合には、過剰のPがFeTiPとして析出し、絞り性が劣化するという問題がある。本発明では、リン含有量の上限を0.12%、好ましくは0.10%、より好ましくは0.08%に制御する。
硫黄及び窒素は、鋼中に不可避に存在する不純物であって、優れた溶接特性を確保するためには、これら含有量をできるだけ低く制御することが好ましい。本発明では、適切な溶接特性の確保の点において硫黄及び窒素含有量の上限をそれぞれ0.01%以下に管理する。
酸可溶アルミニウムは、AlNを析出させて、薄鋼板の絞り性及び延性の向上に寄与する。但し、その含有量が多すぎる場合には、製鋼操業時にAl系介在物が過剰に形成されて鋼板内部に欠陥が発生するという問題がある。本発明では、酸可溶アルミニウム含有量の上限を0.1%、好ましくは0.08%、より好ましくは0.05%に制御する。一方、本発明では、酸可溶アルミニウム含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは0.01%であることができ、より好ましくは0.02%であることができる。
チタンは、熱延中の固溶炭素及び固溶窒素と反応してTi系炭窒化物を析出させることで薄鋼板の絞り性の向上に大きく寄与する元素である。本発明では、チタン含有量の下限を0.01%以上、好ましくは0.012%以上、より好ましくは0.015%以上に制御する。但し、その含有量が多すぎる場合には、固溶炭素及び固溶窒素と反応して残ったTiがPと結合して、過剰のFeTiP析出物を形成させて絞り性が劣化するおそれがあり、TiCあるいはTiN析出物が鋼中に多く分布して固溶炭素量が過度に低くなり、薄鋼板の焼付硬化性が劣化するおそれがある。本発明では、チタン含有量の上限を0.04%、好ましくは0.03%に制御する。
ニオブは、熱間圧延中の固溶炭素を(Ti,Nb)Cの複合炭化物の形で析出させることにより、焼鈍中の集合組織の形成を容易にする役割を果たす。また、適量のNbが添加される場合には、方向別塑性異方性(0°、45°、90°)を改善させるという効果があり、90°方向に対する0°方向及び45°方向の塑性変形異方性(r−value)が増加する。結果的に、材料の平面異方性(Δr、Planar anisotropy)がほぼゼロ(0)に到達し、板面上にr値が均等に分布する特性を示して、成形時に材料の耳の形の成形不良が防止されるという長所がある。本発明では、かかる効果を得るために、ニオブ含有量の下限を0.005%以上、より好ましくは0.008%以上に制御する。但し、その含有量が多すぎる場合には、鋼中のほとんどの固溶炭素が微細なNbCとして析出し、焼鈍後も固溶炭素がほとんど再溶解されることができず、焼付硬化性が劣化するという問題がある。さらに、微細な(Ti,Nb)Cの複合炭化物の析出量が比較的少なく、絞り性(r−value)が劣化するだけでなく、再結晶温度が上昇して材料劣化をもたらすという問題もある。ニオブ含有量の上限は、0.04%であることが好ましく、0.03%であることがより好ましく、0.025%であることがさらに好ましい。
ホウ素は、鋼中Pによる二次加工脆性を抑制する。但し、その含有量が多すぎる場合には、鋼板の延性低下を伴うことがあるため、本発明では、ホウ素含有量の上限を0.002%以下、好ましくは0.0015%以下に制御する。一方、本発明では、ホウ素含有量の下限については特に限定しないが、好ましくは0.0003%であることができ、より好ましくは0.0005%であることができる。
[関係式1]−0.02≦[Ti]−(24/7)[N]−(3/2)[S]≦0.025
(ここで、[Ti]、[N]及び[S]はそれぞれ、該当元素の含有量(重量%)を意味する。)
r値=(r0+r90+2r45)/4(式1)
(但し、riは、圧延方向からi°方向に採取した試験片で測定した塑性異方性係数を示す。)
上記式1において、r値が大きいほど、絞り加工時の成形カップの深さを増加させることができ、絞り性がよいと判断することができる。本発明の一実施例による薄鋼板は1.9以上のr値を有するため、優れた絞り性を示す。
[数1]
Pin(%)={Nin/(Nin+Ngb)}×100
(但し、Ninは、結晶粒内に存在する20nm以下の円相当直径を有する炭化物の数であり、Ngbは、結晶粒界に存在する20nm以下の円相当直径を有する炭化物の数である。)
一例によると、熱間圧延における仕上げ圧延は、オーステナイト単相域温度(Ar3℃以上の温度)で行うことができる。もし、熱間仕上げ圧延温度がAr3℃未満の場合には、2相域圧延が起こる可能性が高く、材質不均一性がもたらされるおそれがある。参考として、Ar3℃は下記数学式2から計算されることができる。
[数2]
Ar3(℃)=910−310[C]−80[Mn]−20[Cu]−15[Cr]−55[Ni]−80[Mo]
(ここで、[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[No]及び[Mo]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する。)
このとき、巻取温度は450〜750℃であることが好ましく、500〜700℃であることがより好ましい。もし、巻取温度が450℃未満の場合には、FeTiP析出物が多量析出して絞り性が低下し、板反りが発生するおそれがある。これに対し、750℃を超えると、析出物が粗大化するとともに、焼鈍中に固溶炭素の再溶解が難しくなり焼付硬化性(BH)が劣化するおそれがある。
このとき、冷間圧下率は75%以上であることが好ましい。もし、冷間圧下率が75%未満の場合には、ガンマ(γ)−ファイバー集合組織が十分に成長することができず、絞り性が劣っているという問題がある。一方、冷間圧下率が高いほどガンマ(γ)−ファイバー集合組織の成長に有利であるため、本発明では、冷間圧下率の上限については特に限定しない。但し、冷間圧下率が高くなりすぎる場合には、圧延時のロール負荷が激しくなって鋼板の形状が不良になることがあるため、これを考慮すると、その上限を85%に限定するとよい。
このとき、焼鈍温度(T)は、830〜880℃であることが好ましく、840〜870℃であることがより好ましい。もし、焼鈍温度(T)が830℃未満の場合には、加工性に有利なガンマ(γ)−ファイバー集合組織が十分に成長できず、絞り性が劣っている可能性があり、焼鈍中に析出物が再溶解されず焼付硬化性(BH)が劣化するおそれがある。これに対し、焼鈍温度(T)が880℃を超えると、加工性には有利であり得るが、結晶粒サイズのばらつきが原因となって鋼板の形状が不良となり、焼鈍加熱炉設備に問題が発生するおそれがある。
[関係式2]30≦0.001×T×t≦70
このとき、平均冷却速度は、2〜10℃/sであることが好ましく、3〜8℃/sであることがより好ましい。もし、平均冷却速度が2℃/s未満の場合には、焼鈍中に再溶解された固溶炭素が炭化物として再析出して、焼付硬化性が劣化するおそれがある。これに対し、10℃/sを超えると、板反りが発生するおそれがある。一方、650℃は、炭化物の析出及び拡散がほぼ完了する温度であって、それ以降の冷却条件については特に限定しない。
このとき、調質圧下率は0.3〜1.6%であることが好ましい。調質圧延は、鋼の降伏強度を増加させるとともに、圧延中に導入された多量の可動転位によって耐時効性を増加させることで、固溶炭素と転位の相互作用によって焼付硬化性を増加させる。もし、調質圧下率が0.3%未満の場合には、板の形状制御において不利となるだけでなく、可動転位が十分に確保されず、ストレッチャーストレイン欠陥が発生する可能性が高くなりうる。これに対し、1.6%を超えると、顧客社の部品成形時にクラック発生の可能性が高まるだけでなく、成形性指数のr値に減少する傾向が現れる。
Claims (12)
- 重量%で、C:0.001〜0.004%、Si:0.5%以下(0%を除く)、Mn:1.2%以下(0%を除く)、P:0.005〜0.12%、S:0.01%以下、N:0.01%以下、酸可溶Al:0.1%以下(0%を除く)、Ti:0.01〜0.04%、残部Fe及び不可避不純物を含み、
前記Ti、N及びSの含有量は下記関係式1を満たし、
板厚方向にt/4(t:薄鋼板の厚さ)の地点における(001)[1−10]〜(110)[1−10]方位グループの平均ランダム強度比(a)に対する(111)[1−10]〜(111)[−1−12]方位グループの平均ランダム強度比(b)の比(b/a)が2.3以上であり、焼付硬化性(BH)が4MPa以上である、高強度薄鋼板。
[関係式1]−0.02≦[Ti]−(24/7)[N]−(3/2)[S]≦0.025
(ここで、[Ti]、[N]及び[S]はそれぞれ、該当元素の含有量(重量%)を意味する。) - 重量%で、Nb:0.005〜0.04%及びB:0.002%以下(0%を除く)からなる群より選択された1種以上をさらに含む、請求項1に記載の高強度薄鋼板。
- 下記数学式1で定義されるPinが80%以上である、請求項1に記載の高強度薄鋼板。
[数1]Pin(%)={Nin/(Nin+Ngb)}×100
(但し、Ninは、結晶粒内に存在する20nm以下の円相当直径を有する炭化物の数であり、Ngbは結晶粒界に存在する20nm以下の円相当直径を有する炭化物の数である。) - 0.2個/μm2以下のFeTiP析出物を含む、請求項1に記載の高強度薄鋼板。
- 降伏強度(Yield Strength、YS)及び平均塑性異方性係数(Lankford value、r−value)の積が290MPa以上である、請求項1に記載の高強度薄鋼板。
- 重量%で、C:0.001〜0.004%、Si:0.5%以下(0%を除く)、Mn:1.2%以下(0%を除く)、P:0.005〜0.12%、S:0.01%以下、N:0.01%以下、酸可溶Al:0.1%以下(0%を除く)、Ti:0.01〜0.04%、残部Fe及び不可避不純物を含む鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を450〜750℃の温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を75%以上の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830〜880℃の焼鈍温度まで昇温した後、前記焼鈍温度で焼鈍時間30〜80秒を保持して連続焼鈍する段階と、
前記連続焼鈍された冷延鋼板を650℃以下の温度まで2〜10℃/sの速度で冷却する段階と、
前記冷却された冷延鋼板を0.3〜1.6%の圧下率で調質圧延する段階と、を含み、
前記冷延鋼板の昇温における(再結晶開始温度+20)℃から焼鈍温度までの平均昇温速度が5℃/s以下である、高強度薄鋼板の製造方法。 - 重量%で、Nb:0.005〜0.04%及びB:0.002%以下(0%を除く)からなる群より選択された1種以上をさらに含む、請求項6に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延における仕上げ圧延温度はAr3℃以上である、請求項6に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記仕上げ圧延温度から前記巻取温度までの平均冷却速度は10〜200℃/sである、請求項8に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記連続焼鈍における焼鈍温度(T、℃)及び焼鈍時間(t、秒)は下記関係式2を満たす、請求項6に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
[関係式2]30≦0.001×T×t≦70 - 前記調質圧延された冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項6に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっき後に、450〜600℃で合金化熱処理する段階をさらに含む、請求項11に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
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