JP2019535895A - 穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
関係式1:C/12+Ti/48+Nb/93+V/51+Mo/96≧0.015
(上記関係式1において、各元素記号は各元素の含有量を重量%で表した値である。)
以下、本発明の一側面による穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板について詳細に説明する。
関係式1:C/12+Ti/48+Nb/93+V/51+Mo/96≧0.015
(上記関係式1において、各元素記号は各元素の含有量を重量%で表した値である。)
炭素(C)は、鋼を強化させるための有効な元素であり、本発明では、オーステナイトの安定性を制御するとともに強度を確保するために添加される重要元素である。
Cの含有量が0.05%未満である場合には、上述した効果が不十分となりうる。これに対し、Cの含有量が0.2%を超えると、微細組織間の硬度差が増加して穴拡げ性が劣化し、点溶接性が低下するおそれがある。
したがって、Cの含有量は、0.05〜0.2%であることが好ましい。より好ましいCの含有量は0.1〜0.2%であり、さらに好ましいCの含有量は0.13〜0.2%である。
ケイ素(Si)は、フェライト内で炭化物が析出することを抑制し、フェライト内の炭素がオーステナイトに拡散することを助長する元素であって、残留オーステナイトの安定化に寄与する。
Siの含有量が2%を超えると、熱間圧延性及び冷間圧延性が非常に劣化する可能性があり、鋼表面にSi酸化物を形成して溶融めっき性を阻害するおそれがあるため、Siの含有量を2%以下に制限することが好ましい。
一方、本発明では、上記Siを0%含んでいてもよい。これは、後述のように、Mnを大量に含有することにより、Siを添加しなくても、残留オーステナイトの安定性を容易に確保することができるためである。より好ましいSiの含有量は1.5%以下であり、さらに好ましいSiの含有量は1.1%以下である。
マンガン(Mn)は、フェライトの変態を抑制するとともに、残留オーステナイトを形成し、且つ安定化させるのに有効な元素である。
Mnの含有量が4.1%未満である場合には、残留オーステナイトの安定性が不足し、伸びが減少して機械的物性の低下をもたらす可能性がある。これに対し、Mnの含有量が9.0%を超えると、製造コストが増加し、点溶接性が低下するという問題がある。
したがって、Mnの含有量は、4.1〜9.0%であることが好ましい。より好ましいMnの含有量は5〜9%であり、さらに好ましいMnの含有量は5〜8%である。
リン(P)は、固溶強化元素であるが、Pの含有量が0.05%を超えると、溶接性が低下し、鋼の脆性が発生するおそれが高くなるという問題があるため、Pの上限を0.05%に限定することが好ましい。より好ましくは0.02%以下に制限することが好ましい。
硫黄(S)は、鋼中に不可避に含有される不純物元素であって、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。かかるSの含有量が0.02%を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、Sの上限を0.02%に限定することが好ましい。
アルミニウム(Al)は、通常、鋼の脱酸のために添加する元素である。Alの含有量が0.5%を超えると、鋼の引張強度が低下し、鋳造時にモールドプラスとの反応を通じて健全なスラブを製造することが難しくなり、表面酸化物を形成してめっき性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明におけるAlの含有量を0.5%以下に制限することが好ましい。ここで、0%は除く。
窒素(N)は、固溶強化元素であるが、Nの含有量が0.02%を超えると、脆性が発生する可能性が大きく、Alと結合してAlNを多量析出して連続鋳造における品質を阻害するおそれがある。したがって、本発明では、Nの上限を0.02%に制限することが好ましい。
チタン(Ti)は、微細炭化物形成元素であって、降伏強度及び引張強度の確保に寄与する。
また、Tiは、窒化物形成元素であって、鋼中NをTiNとして析出させて、AlNの析出を抑制するという効果を奏するため、連続鋳造時にクラックが発生する可能性を低減させるという利点がある。
Tiの含有量が0.1%を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中炭素量が低減して強度及び伸びが減少する可能性があり、連続鋳造時にノズル詰まりをもたらすおそれがある。
ニオブ(Nb)は、オーステナイト粒界に偏析して焼鈍熱処理におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するとともに微細な炭化物を形成して、強度の増加に寄与する元素である。
Nbの含有量が0.1%を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中炭素量が低減して強度及び伸びが減少する可能性があるため、製造コストが上昇するという問題がある。
バナジウム(V)は、炭素又は窒素と反応して炭・窒化物を形成する元素であって、本発明では、低温で微細な析出物を形成させて鋼の降伏強度を増加させる重要な役割を果たす。
かかるVの含有量が0.2%を超えると、粗大な炭化物が析出し、鋼中炭素量が低減して強度及び伸びが減少する可能性があり、製造コストが上昇するという問題がある。
モリブデン(Mo)は、炭化物を形成する元素であって、Ti、Nb、Vなどの炭・窒化物形成元素と複合添加する場合に、析出物のサイズを微細に維持して降伏強度及び引張強度を向上させる役割を果たす。
Moの含有量が0.5%を超えると、上述した効果が飽和し、逆に製造コストの上昇を誘発するという問題がある。
関係式1:C/12+Ti/48+Nb/93+V/51+Mo/96≧0.015
(上記関係式1において、各元素記号は各元素の含有量を重量%で表した値である。)
残留オーステナイトが30%を超えると、オーステナイトの安定性が低下して伸びが減少し、塑性誘起変態マルテンサイトの量が増加するため、穴拡げ性が劣化するという問題がある。これに対し、10%未満である場合には、残留オーステナイトが過度に安定化し、且つ分率が小さいため、伸びへの寄与度が小さいという問題がある。焼鈍マルテンサイトが50%未満である場合や、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相が20%を超える場合でも、残留オーステナイトの安定性が減少するため、伸びが大きく低下して好ましくない。
例えば、上記めっき層は、亜鉛めっき層又はアルミニウムめっき層であってもよい。
以下、本発明の他の一側面による穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
上述した合金組成を満たすスラブを1050〜1300℃に加熱する。これは、熱間圧延を行うに先立ってスラブを均質化処理するためである。
スラブ加熱温度が1050℃未満である場合には、後続する熱間圧延時の荷重が急激に増加するという問題がある。これに対し、1300℃を超えると、エネルギーコストが増加するだけでなく、表面スケールの量が増加して材料の損失につながることがある。尚、Mnが大量に含まれる場合には液相が存在することがある。
上記加熱されたスラブを800〜1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。
仕上げ熱間圧延温度が800℃未満である場合には圧延荷重が大きく増加するという問題がある。これに対し、仕上げ熱間圧延温度が1000℃を超えると、スケールによる表面欠陥及び圧延ロールの寿命短縮を誘発するという問題がある。
上記熱延鋼板を750℃以下で巻取りした後、冷却する。
巻取温度が750℃を超えると、鋼板の表面スケールが大量に形成されて欠陥を誘発することがある。これは、酸洗性及びめっき性を劣化させる原因となり得る。
一方、鋼成分組成中のMnが4.1%以上含有される場合には、硬化能が増加するため、巻取り後に常温まで空冷してもフェライトの変態がなく、大部分マルテンサイト組織に変態するが、比較鋼1から4の巻取温度による熱延鋼板の(a)降伏強度及び(b)引張強度の変化を示したグラフの図1から確認できるように、巻取温度が低いほど降伏強度及び引張強度が増加し、最終的な焼鈍材の強度確保に有利な面があるため、熱間圧延後に水冷して巻取温度を下げることがより好ましい。
上記冷却された熱延鋼板を590〜690℃の温度範囲で加熱し、40秒以上維持してから冷却する焼鈍熱処理段階を行う。
下記表1に示す成分組成を有する鋼を30Kgのインゴットで真空溶解した後、これを1200℃の温度に加熱した後、1時間維持した。次に、900℃で仕上げ熱間圧延を行って熱延鋼板を製造し、上記熱延鋼板を下記表2の巻取温度まで冷却した後、該当温度で予め加熱された炉に装入し、1時間維持してから炉冷させることにより、熱延巻取りを模写した。その後、各試験片を常温まで冷却した後、下記表2に示す条件で焼鈍熱処理した。各試験片に対して微細組織及び機械的物性を測定し、その結果を下記表3に示した。
上記表3において、降伏強度、引張強度、伸び、及び降伏比は、万能引張試験機を用いて測定した。穴拡げ性(HER)は、全試験片に対して同一の基準で測定して評価した。
発明例12の最終焼鈍熱処理された熱延鋼板の微細組織を(a)走査電子顕微鏡(SEM)及び(b)電子後方散乱回折(EBSD)で撮影した写真である図2から確認できるように、主相の残留オーステナイト及び焼鈍マルテンサイトの結晶粒サイズが微細であり、該当相の平均短縮と長軸の比が0.5以下であることが観察され、本発明鋼の優れた降伏強度比、伸び、及び穴拡げ性は上述の組織構成及び形状制御によって確保されることができた。図2(b)において、濃い灰色は焼鈍マルテンサイトを、淡い灰色はオーステナイトを意味する。
また、発明例12の最終焼鈍熱処理された熱延鋼板の微細組織を透過電子顕微鏡(TEM)で撮影した写真である図3から確認できるように、強度及び穴拡げ性の向上のために微細析出物を活用しており、30nm以下のサイズを有する析出物が6×1014個/m2含まれていた。
そのうち、最終的な焼鈍熱処理を行わないか(比較例1)、焼鈍温度が590℃未満であるか(比較例2、3、6、7)、又は焼鈍時間が40秒未満である場合(比較例4)には、二相域オーステナイトの分率が減少して伸びを確保することが難しかった。
また、焼鈍温度が690℃を超える場合(比較例5)には、二相域オーステナイトの分率が急激に増加して残留オーステナイトの安定性が低下し、降伏強度及び穴拡げ性が劣化する。
比較例4及び比較例5の微細組織をXRDで分析した結果、残留オーステナイトの分率はそれぞれ8%及び35%と測定された。一方で、本発明では、目標とする引張物性及び穴拡げ性を確保するためには、残留オーステナイトの分率を10〜30%で制御する必要があることを確認できた。
また、本発明で提示した製造条件を満たしても、本発明で提示した合金組成を満たさない場合には、本発明が目的とする機械的物性を確保することは難しいことを確認できる。
比較例16から比較例19のように微細析出元素のTi、Nb、V、及びMoの添加量が不足して関係式1を満たさない場合には、上述のように、微細析出物が強度への寄与度が小さいため、引張強度及び降伏比を確保することが難しいことを確認できる。
また、Mnの含有量が4.1%未満である場合(比較例20及び比較例21)には、引張強度の確保が難しく、Mnの含有量が9%を超える場合(比較例22から比較例27)には降伏比に劣ることが分かる。
Claims (11)
- 重量%で、C:0.05〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:4.1〜9.0%、P:0.05%以下(0%は除く)、S:0.02%以下(0%は除く)、Al:0.5%以下(0%は除く)、N:0.02%以下(0%は除く)、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、
Ti:0.1%以下(0%は除く)、Nb:0.1%以下(0%は除く)、V:0.2%以下(0%は除く)、及びMo:0.5%以下(0%は除く)のうちから選択された1種以上を含み、且つ下記関係式1を満たし、
微細組織は、体積分率で、残留オーステナイトを10〜30%、焼鈍マルテンサイトを50%以上、アルファマルテンサイト及びイプシロンマルテンサイトを含むその他の相を20%以下含む、穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
関係式1:C/12+Ti/48+Nb/93+V/51+Mo/96≧0.015
(前記関係式1において、各元素記号は各元素の含有量を重量%で表した値である。) - 前記鋼板は、重量%で、ニッケル(Ni):1%以下(0%は除く)、銅(Cu):0.5%以下(0%は除く)、クロム(Cr):1%以下(0%は除く)、及びアンチモン(Sb):0.01〜0.1%のうちから選択された1種以上をさらに含む、請求項1に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
- 前記鋼板は、30nm以下のサイズを有する析出物を1013個/m2以上含み、
前記析出物は、Ti、Nb、V、及びMoのうち一つ以上を含む炭化物、窒化物、又は複合炭窒化物である、請求項1に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。 - 前記残留オーステナイト及び前記焼鈍マルテンサイトは短縮と長軸の比が0.5以下である針状組織である、請求項1に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
- 前記鋼板は、穴拡げ性が15%以上であり、降伏比が0.65以上であり、引張強度が900MPa以上であり、引張強度と伸びの積が23000MPa%以上である、請求項1に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
- 前記鋼板は表面にめっき層がさらに形成される、請求項1に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
- 前記鋼板は表面に合金化めっき層がさらに形成される、請求項1に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板。
- 重量%で、C:0.05〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:4.1〜9.0%、P:0.05%以下(0%は除く)、S:0.02%以下(0%は除く)、Al:0.5%以下(0%は除く)、N:0.02%以下(0%は除く)、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、Ti:0.1%以下(0%は除く)、Nb:0.1%以下(0%は除く)、V:0.2%以下(0%は除く)、及びMo:0.5%以下(0%は除く)のうちから選択された1種以上を含み、下記関係式1を満たすスラブを1050〜1300℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを800〜1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を750℃以下で巻取りした後、冷却する段階と、
前記冷却された熱延鋼板を590〜690℃の温度範囲で加熱し、40秒以上維持してから冷却する焼鈍熱処理を行う段階と、を含む、穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
関係式1:C/12+Ti/48+Nb/93+V/51+Mo/96≧0.015
(前記関係式1において、各元素記号は各元素の含有量を重量%で表した値である。) - 前記スラブは、重量%で、ニッケル(Ni):1%以下(0%は除く)、銅(Cu):0.5%以下(0%は除く)、クロム(Cr):1%以下(0%は除く)、及びアンチモン(Sb):0.01〜0.1%のうちから選択された1種以上をさらに含む、請求項8に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍熱処理された熱延鋼板をめっきしてめっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項8に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき鋼板を合金化処理して合金化めっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項10に記載の穴拡げ性及び降伏比に優れた超高強度鋼板の製造方法。
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