JP2022511066A - 成形性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
下記関係式1及び関係式2を満たし、
引張強度(TS)が1180MPa以上、引張強度と伸びの積(TS×El)が20,000MPa%以上、引張強度と穴広げ性の積(TS×HER)が30,000MPa%以上である、成形性に優れた高強度熱延鋼板に関する。
20≦Hγ≦50
Hγ=194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
(但し、[元素記号]は、各元素の含量(重量%)を意味する)
0.7≦ap≦3.5
ap=([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C]-1
(但し、[元素記号]は、各元素の含量(重量%)を意味する)
上記加熱されたスラブをAr3以上で熱間圧延を始め、下記関係式3を満たす条件で仕上げ熱間圧延する段階と、
上記熱間圧延後、500~600℃の温度範囲まで20~400℃/sの冷却速度で冷却(一次冷却)する段階と、
上記一次冷却後、350~500℃の温度範囲まで冷却(二次冷却)する段階と、
上記350~500℃の温度で巻き取る段階と、を含む、成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
900≦T*≦960
T*=T+225[C]0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41[V]
(但し、Tは熱間仕上げ圧延温度(FDT)であり、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する)
上記Cは、鋼の強化において、最も経済的かつ効果的な元素である。添加量が増加すると、ベイナイト分率を増大させて強度を増加させ、残留オーステナイトの形成を容易にするため、変態誘起塑性効果に基づく伸びの確保にも有利である。しかし、その含量が0.1%未満である場合には、熱間圧延後の冷却中にベイナイト及び残留オーステナイトの分率を十分に確保できず、硬化能の低下によるポリゴナルフェライトの形成が助長される。その含量が0.15%を超える場合には、マルテンサイト分率の増大により強度が過度に上昇し、溶接性、成形性が低下するという問題がある。したがって、上記Cの含量は0.1~0.15%であることが好ましい。
上記Siは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果により強度の増加に寄与する元素である。また、組織中の炭化物の形成を抑え、冷却中に残留オーステナイトが容易に形成されるようにする。しかし、その含量が2.0%未満である場合には、組織中の炭化物の形成抑制及び残留オーステナイトの安定性確保の効果が微小である。これに対し、その含量が3.0%を超える場合には、フェライト変態が過度に促進され、組織中のベイナイト及び残留オーステナイトの分率が却って減少するようになるため、十分な物性を確保することが容易ではない。また、鋼板の表面にSiによる赤色スケールが形成され、鋼板の表面が劣化するだけでなく、溶接性が低下するという問題がある。したがって、上記Siの含量は2.0~3.0%であることが好ましい。
上記Mnは、Siと同様に、鋼の固溶強化に効果的な元素であり、鋼の硬化能を向上させ、熱間圧延後の冷却中にベイナイトまたは残留オーステナイトが容易に形成されるようにする。しかし、その含量が0.8%未満である場合には、Mnの添加による上記効果が得られず、1.5%を超える場合には、マルテンサイト分率を増大させるだけでなく、連鋳工程でスラブの鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達するため、成形性が低下するという問題がある。したがって、上記Mnの含量は0.8~1.5%であることが好ましい。
上記Pは、鋼中に存在する不純物であり、その含量が0.05%を超える場合には、マイクロ偏析により延性が低下し、鋼の衝撃特性が低下する。一方、0.001%未満に製造するためには、製鋼操業時に多くの時間と労力が必要となり、生産性が著しく低下する。したがって、上記Pの含量は0.001~0.05%であることが好ましい。
上記Sは、鋼中に存在する不純物であり、その含量が0.01%を超える場合には、マンガンなどと結合して非金属介在物を形成し、これにより、鋼の靭性を著しく低下させるという問題がある。これに対し、0.001%未満に管理するためには、製鋼操業時に多くの時間と労力が必要となり、生産性が著しく低下する。したがって、上記Sの含量は0.001~0.01%であることが好ましい。
上記アルミニウム(好ましくは、Sol.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。しかし、その含量が0.1%を超えて過多である場合には、窒素と結合してAlNが形成され、連続鋳造時にスラブコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生しやすいため、これを防止するためには0.1%以下であることが好ましい。したがって、上記Alの含量は0.01~0.1%であることが好ましい。
上記Crは、鋼を固溶強化させるものであり、Mnと同様に、冷却時におけるフェライト相変態を遅延させることでベイナイト及び残留オーステナイトの形成を助ける役割を果たす。このような効果を得るためには、0.7%以上含まれることが好ましい。しかし、1.7%を超える場合には、ベイナイトとマルテンサイト相の分率が必要以上に増加し、伸びが急激に減少するという問題が発生する。したがって、上記Crの含量は0.7~1.7%であることが好ましい。
上記Moは、鋼の硬化能を増加させ、ベイナイトの形成を容易にする。そのためには、0.0001%以上含まれることが好ましい。しかし、その含量が0.2%を超えて過多である場合には、焼入れ性の増加によりマルテンサイトが形成され、成形性が急激に低下し、経済的な側面と溶接性の側面からも不利である。したがって、上記Moの含量は0.0001~0.2%であることが好ましい。
上記Tiは、Nb、Vとともに代表的な析出強化元素であり、Nとの強力な親和力により、鋼中に粗大なTiNを形成する。上記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える役割を果たす。一方、Nと反応して残ったTiは、鋼中に固溶されて炭素と結合することでTiC析出物を形成し、かかるTiC析出物は、鋼の強度を向上させる役割を果たす。本発明では、このような技術的効果を得るために、上記Tiは0.02%以上含まれることが好ましい。しかし、その含量が0.1%を超えて過多である場合には、TiNもしくはTiCの析出が過多であるため、鋼中にベイナイト及び残留オーステナイトの形成のために必要な固溶Cの含量が急激に低下する恐れがあり、析出物の粗大化により穴広げ性が低下する恐れがある。したがって、上記Tiの含量は0.02~0.1%であることが好ましい。
上記Nbは、Ti、Vととも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を遅延させることで、結晶粒を微細化し、鋼の強度及び衝撃靭性を改善する役割を果たす。このような効果のために、上記Nbは0.01%以上含まれることが好ましい。しかし、その含量が0.03%を超えて過多である場合には、熱間圧延中に鋼中の固溶C含量を急激に減少させ、十分なベイナイト及び残留オーステナイトを確保することができず、過度な再結晶の遅延により、延伸された結晶粒が形成され、成形性が低下する恐れがある。したがって、上記Nbの含量は0.01~0.03%であることが好ましい。
上記Bは、鋼の硬化能の確保に非常に効果的であるだけでなく、固溶状態で存在する場合、結晶粒界を安定させ、低温域での鋼の脆性を改善する効果がある。また、固溶NとともにBNを形成し、粗大な窒化物の形成を抑える役割を果たす。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。しかし、0.005%を超えて過多である場合には、熱間圧延中に再結晶挙動を遅延させ、析出強化効果が減少する。したがって、上記Bの含量は0.001~0.005%であることが好ましい。
上記Vは、Ti、Nbとともに代表的な析出強化元素であり、巻き取り後に析出物を形成し、鋼の強度を向上させる役割を果たす。このような効果を得るためには、0.1%以上含まれることが好ましい。しかし、0.3%を超えて過多である場合には、粗大な複合析出物が形成されて成形性が低下し、経済的にも不利である。したがって、上記Vの含量は0.1~0.3%であることが好ましい。
上記Nは、炭素とともに代表的な固溶強化元素であり、Ti、Alなどとともに粗大な析出物を形成する。一般に、窒素の固溶強化効果は炭素より優れるが、鋼中の窒素量が増加するほど靭性が著しく低下するという問題があるため、0.01%以下で含まれることが好ましい。一方、その含量を0.001%未満に製造するためには、製鋼操業に多くの時間が必要となって生産性が低下する恐れがある。したがって、上記Nの含量は0.001~0.01%であることが好ましい。
20≦Hγ≦50
Hγ=194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
0.7≦ap≦3.5
ap=([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C]-1
上記関係式2中、[元素記号]は各合金成分の含量(重量%)を意味する。
900≦T*≦960
T*=T+225[C]0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41[V]
(但し、Tは熱間仕上げ圧延温度(FDT)であり、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する)
下記表1の合金組成(重量%、残りはFe及び不可避不純物である)を有する鋼スラブを製造した後、1250℃に加熱し、圧延後の仕上げ温度が関係式3を満たす範囲で2.5~3.5mmtに熱間圧延した後、表2に開示の冷却条件で冷却して熱延鋼板を製造した。この際、二次冷却時の冷却速度は0.5~70℃/s内で制御され、表2に示された二次冷却終了温度まで冷却してから巻き取りを行った。その後、常温まで大気中で自然冷却した後、矯正による形状校正及び酸洗工程を経て表層部のスケールを除去した。
Claims (11)
- 重量%で、C:0.1~0.15%、Si:2.0~3.0%、Mn:0.8~1.5%、P:0.001~0.05%、S:0.001~0.01%、Al:0.01~0.1%、Cr:0.7~1.7%、Mo:0.0001~0.2%、Ti:0.02~0.1%、Nb:0.01~0.03%、B:0.001~0.005%、V:0.1~0.3%、N:0.001~0.01%、残部Fe及び不可避不純物を含み、
下記関係式1及び関係式2を満たし、
引張強度(TS)が1180MPa以上、引張強度と伸びの積(TS×El)が20,000MPa%以上、引張強度と穴広げ性の積(TS×HER)が30,000MPa%以上である、成形性に優れた高強度熱延鋼板。
[関係式1]
20≦Hγ≦50
Hγ=194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
(但し、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する)
[関係式2]
0.7≦ap≦3.5
ap=([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C]-1
(但し、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する) - 前記熱延鋼板の微細組織は、ベイナイト基地組織に、面積分率で、5~15%のフェライト、5~20%の残留オーステナイト、10%以下の不可避組織を含む、請求項1に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記フェライトは、平均硬度値が200Hv以上である、請求項2に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記不可避組織は、マルテンサイト、島状マルテンサイト(Martensite Austenite Constituent、MA)、及びオーステナイトのうち1つ以上である、請求項2に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板における微細組織中の残留オーステナイト粒界において、100μm以内に存在するフェライト中の直径5nm以上の析出物の数が5×10n個/mm2(1≦n≦3)である、請求項1に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記析出物は、Mo、Ti、Nb、及びVのうち1種以上を含む炭化物または窒化物である、請求項5に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板。
- 重量%で、C:0.1~0.15%、Si:2.0~3.0%、Mn:0.8~1.5%、P:0.001~0.05%、S:0.001~0.01%、Al:0.01~0.1%、Cr:0.7~1.7%、Mo:0.0001~0.2%、Ti:0.02~0.1%、Nb:0.01~0.03%、B:0.001~0.005%、V:0.1~0.3%、N:0.001~0.01%、残部Fe及び不可避不純物を含み、下記関係式1及び関係式2を満たす鋼スラブを1180~1300℃に加熱する段階と、
前記加熱されたスラブをAr3以上で熱間圧延し始め、下記関係式3を満たす条件で仕上げ熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延後、500~600℃の温度範囲まで20~400℃/sの冷却速度で冷却(一次冷却)する段階と、
前記一次冷却後、350~500℃の温度範囲まで冷却(二次冷却)する段階と、
前記350~500℃の温度で巻き取る段階と、を含む、成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
[関係式1]
20≦Hγ≦50
Hγ=194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
(但し、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する)
[関係式2]
0.7≦ap≦3.5
ap=([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C]-1
(但し、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する)
[関係式3]
900≦T*≦960
T*=T+225[C]0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41[V]
(但し、Tは熱間仕上げ圧延温度(FDT)であり、[元素記号]は各元素の含量(重量%)を意味する) - 前記二次冷却は、0.5~70℃/sの冷却速度で行う、請求項7に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記一次冷却後、0.05~4.0℃/sの冷却速度で12秒以下の時間、極徐冷する段階をさらに含む、請求項7に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記巻き取り後、常温~200℃の温度範囲で自然冷却した後、矯正、校正、及び酸洗する工程をさらに含む、請求項7に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱延鋼板に対して、600℃以下の温度に加熱し、めっきを行う段階をさらに含む、請求項7に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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