JP2020509172A - 低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[式1][C]*=([C]+[N])−([C]+[N])×S
[式2]S=([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12+[N]/14)
(ここで、[C]、[N]、[Nb]、[Ti]、[V]及び[Mo]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する)
[式1][C]*=([C]+[N])−([C]+[N])×S
[式2]S=([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12+[N]/14)
[関係式1][Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]≦4.0
(ここで、[C]、[N]、[Nb]、[Ti]、[V]、[Mo]、[Mn]、[Cr]及び[B]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する)
Cは、鋼を強化させるのに最も経済的かつ効果的な元素であり、その含量が増加するにつれて、析出強化効果またはベイナイト分率増加効果によって引張強度が増加する。本発明においてこのような効果を得るためには、0.05%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、マルテンサイトが多量に形成されて強度が過剰に上昇し、成形性及び耐衝撃特性が劣化し、溶接性も劣化する。したがって、これを防止するためには、C含量の上限を0.14%に限定することが好ましく、0.12%に限定することがより好ましく、0.10%に限定することがさらに好ましい。
Siは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化によって鋼の強度を向上させ、粗大な炭化物形成を遅らせて成形性を向上させる役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、0.01%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、熱間圧延時の鋼板表面にSiによる赤スケールが形成されて鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性が低下するという問題がある。したがって、これを防止するためには、Si含量の上限を1.0%に限定することが好ましい。
Mnは、Siと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて熱間圧延後の冷却中にベイナイトの形成を容易にする。本発明においてこのような効果を得るためには、1.0%以上含まれることが好ましく、1.2%以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、硬化能が大きく増加してマルテンサイト変態が起こりやすく、板厚方向に微細組織が不均一に形成されて伸びフランジ性が劣化するという問題がある。したがって、これを防止するためには、Mn含量の上限を3.0%に限定することが好ましく、2.5%に限定することがより好ましい。
Alは、主に脱酸のために添加する成分であり、十分な脱酸効果を期待するためには、0.01%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、窒素と結合してAlNが形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなる。したがって、これを防止するためには、Alの含量の上限を0.1%に限定することが好ましく、0.06%に限定することがより好ましい。
Crは、鋼を固溶強化させ、冷却時にフェライト相変態を遅らせてベイナイトの形成に寄与する役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには0.005%以上含まれることが好ましく、0.008%以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、フェライト変態を過度に遅らせてマルテンサイトが形成され、これにより、鋼の延性が劣化する。また、Mnと同様に、板厚中心部に偏析部を大きく発達させて厚さ方向の微細組織が不均一となって伸びフランジ性が劣化する。したがって、これを防止するためには、Cr含量の上限を1.0%に限定することが好ましく、0.8%に限定することがより好ましい。
Moは、鋼の硬化能を増加させてベイナイトの形成を容易にする。本発明においてこのような効果を得るためには、0.003%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、過度な焼入れ性増加によってマルテンサイトが形成されて成形性が急激に劣化し、経済的または溶接性の側面においても不利である。したがって、これを防止するためには、Mo含量の上限を0.3%に限定することが好ましく、0.2%に限定することがより好ましく、0.1%に限定することがさらに好ましい。
PはSiと同様に、固溶強化及びフェライト変態促進の効果を同時に有する。本発明においてこのような効果を得るためには、0.001%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、粒界偏析による脆化が発生し、成形時に微細亀裂が発生しやすく、延性、伸びフランジ性及び耐衝撃特性が大きく劣化する。したがって、これを防止するためには、P含量の上限を0.05%に限定することが好ましく、0.03%に限定することがより好ましい。
Sは、鋼中に不可避に含有される不純物であり、その含量が多すぎると、Mnなどと結合して非金属介在物を形成する。これにより、鋼の切断加工時に微細亀裂が発生しやすくなり、伸びフランジ性と耐衝撃特性が大きく低下するという問題がある。したがって、これを防止するためには、S含量の上限を0.01%に限定することが好ましく、0.005%に限定することがより好ましい。一方、本発明では、S含量の下限については特に限定しないが、S含量を0.001%未満に下げるためには、相当な製鋼操業時を要し、生産性が低下し得る。したがって、これを考慮すると、0.001%に限定することができる。
Nは、Cと共に代表的な固溶強化元素であり、Ti、Alなどと共に粗大な析出物を形成する。本発明においてこのような効果を得るためには、0.001%以上含まれることが好ましい。一方、Nの固溶強化効果は炭素よりも優れるが、鋼中のN含量が多すぎると、靭性が大きく低下するという問題がある。したがって、これを防止するためには、N含量の上限を0.01%に限定することが好ましく、0.005%に限定することがより好ましい。
Nbは、Ti、Vと共に代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延を介して結晶粒を微細化し、これにより、鋼の強度及び衝撃靭性を改善する役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、0.005%以上含まれることが好ましく、0.01%以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、熱間圧延中に過度な再結晶遅延によって延伸した結晶粒が形成され、粗大な複合析出物が形成されて伸びフランジ性に劣るという問題がある。したがって、これを防止するためには、Nb含量の上限を0.06%に限定することが好ましく、0.04%に限定することがより好ましい。
Tiは、Nb、Vと共に代表的な析出強化元素であり、Nと親和力が強いため、鋼中に粗大なTiNを形成する。このようなTiNは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制する役割を果たす。一方、Nとの反応後に残ったTiは、鋼中に固溶してCと結合することによりTiC析出物を形成し、このようなTiCは鋼の強度を向上させる役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、0.005%以上含まれることが好ましく、0.05%以上含まれることがより好ましい。但し、その含量が多すぎると、粗大なTiNの形成及び析出物の粗大化によって成形時の伸びフランジ性が劣化し得る。したがって、これを防止するためには、Ti含量の上限を0.13%に限定することが好ましい。
Vは、Nb、Tiと共に代表的な析出強化元素であり、巻取り後に析出物を形成して鋼の強度を向上させる役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、0.003%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、粗大な複合析出物が形成されて伸びフランジ性が劣化し、経済的にも不利である。したがって、これを防止するためには、V含量の上限を0.2%に限定することが好ましく、0.15%に限定することがより好ましい。
Bは、鋼中に固溶状態で存在する場合、結晶粒界を安定化させて低温域における鋼の脆性を改善する効果があり、固溶Nと共にBNを形成して粗大な窒化物の形成を抑制する役割を果たす。本発明においてこのような効果を得るためには、0.0003%以上含まれることが好ましい。但し、その含量が多すぎると、熱延中に再結晶挙動を遅らせ、フェライト変態を遅らせて析出強化効果が減少する。したがって、これを防止するためには、B含量の上限を0.003%に限定することが好ましく、0.002%に限定することがより好ましい。
[式1][C]*=([C]+[N])−([C]+[N])×S
[式2]S=([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12+[N]/14)
(ここで、[C]、[N]、[Nb]、[Ti]、[V]及び[Mo]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する)
[関係式1][Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]≦4.0
(ここで、[Mn]、[Mo]、[Cr]及び[B]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する)
Claims (8)
- 重量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.01〜1.0%、Mn:1.0〜3.0%、Al:0.01〜0.1%、Cr:0.005〜1.0%、Mo:0.003〜0.3%、P:0.001〜0.05%、S:0.01%以下、N:0.001〜0.01%、Nb:0.005〜0.06%、Ti:0.005〜0.13%、V:0.003〜0.2%、B:0.0003〜0.003%、残部Fe及び不可避不純物を含み、
下記式1及び2により定義される[C]*が0.022以上0.10以下であり、
その微細組織において、フェライト及びベイナイトの面積率の合計が97〜99%であり、MA(Martensite and Austenite)の面積率が1〜3%であり、直径10μm以上のオーステナイトの単位面積当たりの個数は1×104個/cm2以下(0個/cm2を含む)であり、直径10μm未満のオーステナイトの単位面積当たりの個数は1×108個/cm2以上である、高強度複合組織鋼。
[式1][C]*=([C]+[N])−([C]+[N])×S
[式2]S=([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12+[N]/14)
(ここで、[C]、[N]、[Nb]、[Ti]、[V]及び[Mo]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する) - 下記関係式1を満たす、請求項1に記載の高強度複合組織鋼。
[関係式1][Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]≦4.0
(ここで、[Mn]、[Mo]、[Cr]及び[B]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する) - 前記フェライトは、面積率が20%以上であり、前記ベイナイトは、面積率が10%以上である、請求項1に記載の高強度複合組織鋼。
- −30℃におけるHER(Hole E×panding Ratio)と引張強度の積が30,000MPa・%以上である、請求項1に記載の高強度複合組織鋼。
- 焼付硬化能(BH)が40MPa以上である、請求項1に記載の高強度複合組織鋼。
- 重量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.01〜1.0%、Mn:1.0〜3.0%、Al:0.01〜0.1%、Cr:0.005〜1.0%、Mo:0.003〜0.3%、P:0.001〜0.05%、S:0.01%以下、N:0.001〜0.01%、Nb:0.005〜0.06%、Ti:0.005〜0.13%、V:0.003〜0.2%、B:0.0003〜0.003%、残部Fe及び不可避不純物を含み、下記式1及び2により定義される[C]*が0.022以上0.10以下であり、下記関係式1を満たすスラブを再加熱する段階と、
前記再加熱された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10〜70℃/secの速度で500〜700℃の1次冷却終了温度まで1次冷却する段階と、
前記1次冷却された熱延鋼板を前記1次冷却終了温度で3〜10秒間空冷する段階と、
前記空冷した熱延鋼板を10〜70℃/secの速度で400〜550℃の2次冷却終了温度まで2次冷却する段階と、
前記2次冷却された熱延鋼板を前記2次冷却終了温度で巻取る段階と、
前記巻取られた熱延鋼板を25℃/時間以下(0℃/時間は除く)の速度で200℃以下まで3次冷却する段階と、
を含む、高強度複合組織鋼の製造方法。
[式1][C]*=([C]+[N])−([C]+[N])×S
[式2]S=([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12+[N]/14)
[関係式1][Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]≦4.0
(ここで、[C]、[N]、[Nb]、[Ti]、[V]、[Mo]、[Mn]、[Cr]及び[B]はそれぞれ、該当元素の重量%を意味する) - 前記スラブの再加熱温度は1200〜1350℃である、請求項6に記載の高強度複合組織鋼の製造方法。
- 前記熱間圧延は、850〜1150℃の温度範囲で行う、請求項6に記載の高強度複合組織鋼の製造方法。
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