JP2023549201A - 熱的安定性に優れた高降伏比高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、より詳細には熱的安定性に優れ、比較的低温での熱処理後にも高降伏比及び高強度を備える鋼板及びその製造方法を提供するものである。
Description
本発明は、高強度鋼板及びその製造方法に関するものであり、熱的安定性に優れた高降伏比高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車シャーシ部品のメンバー類、ホイールリム、連結材、そして建築及び機械部品の構造部材に使用される鋼板は、製造過程及び使用中に様々な目的で鋼板及び部品の一部または全体に熱を加える場合がある。一方、このような加熱過程により鋼材の強度が変化して耐久性に劣るという問題がある。
加熱過程で鋼材は、固溶状態の炭素が増加しながら電位、結晶粒界などでクラスタリングを形成して炭化物を形成する。これと同時に鋼中のマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトなどの微細組織も共に変化して、鋼の強度が急激に変化し、成形性及び耐久性にも影響を及ぼすようになる。
このように、加熱過程における鋼の組織及び物性変化は、初期鋼の成分と微細組織によって変わり、加熱温度、維持時間などの熱処理条件に大きく依存するようになるが、これまでは６００℃以上の高温での強度の低下を抑制することだけに焦点が当てられていた。
例えば、特許文献１及び２では、合金成分としてＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどを添加し、熱間圧延後の焼戻しなどを用いて高温強度を確保する技術を提案したが、これは建築用厚板鋼材の製造に適した技術に過ぎない。また、建築用鋼材が火災などにより不可避に加熱される環境的要素を考慮したとき、鋼中にＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの合金成分を多量添加することによって、６００℃以上の高温環境での長時間の露出時にも強度を一定レベルに確保することができるが、上記技術は高価の合金成分を活用し、物性を確保するための熱処理工程が要求されて、製造費用が過度にかかるという問題がある。特に、６００℃以下の環境で短時間露出される場合に使用する際には、熱的安定性が過度であるという欠点がある。
特許文献３は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏなどを添加して溶接熱影響部での強度を確保する技術であり、アーク溶接時に、溶接熱によって溶融された溶接材料と隣接した部位を６００℃以上の高温に加熱する工程を開示している。高温に加熱され、特にオーステナイト域以上の温度で加熱される場合、鋼中のＣｒとＭｏが鋼の硬化能を増加させて冷却する時、ベイナイト及びマルテンサイトなどの低温相を形成するため、熱影響部の強度を確保することができる。しかし、上記技術は、過度の合金元素の添加により成形性が不足し、費用も過度に要求されるという限界がある。
本発明の一側面によると、熱的安定性に優れ、比較的低温での熱処理後にも高降伏比及び高強度を備える鋼板及びその製造方法を提供する。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。通常の技術者であれば、本明細書の全体内容から本発明の更なる課題を理解するのに何ら困難がない。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１３％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％、Ｍｏ：０．００１～０．２％、残部及び不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義される｜Ｋ｜値が０．８以下であり、
下記関係式２で定義されるＲＡ値が５～９．２であり、
微細組織は９５面積％以上のフェライト及び残りのパーライトを含み、
下記関係式３で定義されるＣＮ値が１．５以上の高強度鋼板を提供することができる。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式３］
ＣＮ＝ＮＧＢｘ１０３ｘＮＧ －１
（ここで、ＮＧＢ及びＮＧはそれぞれ単位面積（１ｍｍ２）内のフェライトの結晶粒界と結晶粒内に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物個数である。）
下記関係式１で定義される｜Ｋ｜値が０．８以下であり、
下記関係式２で定義されるＲＡ値が５～９．２であり、
微細組織は９５面積％以上のフェライト及び残りのパーライトを含み、
下記関係式３で定義されるＣＮ値が１．５以上の高強度鋼板を提供することができる。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式３］
ＣＮ＝ＮＧＢｘ１０３ｘＮＧ －１
（ここで、ＮＧＢ及びＮＧはそれぞれ単位面積（１ｍｍ２）内のフェライトの結晶粒界と結晶粒内に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物個数である。）
上記鋼板は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ及びＢのうち１種以上を総含有量０．５％以下でさらに含んでもよい。
上記鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、伸び率が１９％以上であり、降伏比が０．８以上であってもよい。
上記鋼板は、熱処理前の降伏比に対して１００～６００℃での熱処理後の降伏比の変化率が１０％以下であってもよい。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１３％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％、Ｍｏ：０．００１～０．２％、残部及び不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される｜Ｋ｜値が０．８以下であり、下記関係式２で定義されるＲＡ値が５～９．２である鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で再加熱する段階；
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延する段階；
上記熱間圧延された鋼板を１０～７０℃／ｓの冷却速度で５５０～７００℃の温度範囲まで冷却した後に巻き取る段階；及び
上記巻き取られた鋼板を１０～５０℃／ｈの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却する段階を含む高強度鋼板の製造方法を提供することができる。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延する段階；
上記熱間圧延された鋼板を１０～７０℃／ｓの冷却速度で５５０～７００℃の温度範囲まで冷却した後に巻き取る段階；及び
上記巻き取られた鋼板を１０～５０℃／ｈの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却する段階を含む高強度鋼板の製造方法を提供することができる。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
上記鋼板は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ及びＢのうち１種以上を総含有量０．５％以下でさらに含んでもよい。
上記冷却する段階は、巻き取り後の３０分以内に開始されるものであってもよい。
上記冷却された鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含んでもよい。
上記酸洗及び塗油処理された鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含んでもよい。
上記溶融亜鉛めっきは重量％で、Ｍｇ：０．０１～３０％、Ａｌ：０．０１～５０％、及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いるものであってもよい。
本発明の一側面によると、熱的安定性に優れ、比較的低温での熱処理後にも高降伏比及び高強度を備える鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明の他の一側面によると、短時間に比較的低温での熱処理を行うことができ、用途の拡大適用が可能であり、溶融亜鉛などを用いためっき板材の製造時に使用しやすい高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
以下では、本発明の好ましい実施形態を説明する。本発明の実施形態は様々な形に変形することができ、本発明の範囲が以下で説明される実施形態に限定されるものと解釈されてはいけない。本実施形態は、当該発明が属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明をさらに詳細に説明するために提供されるものである。
本発明者は、上述した従来技術の問題点を解決するために、様々な成分及び微細組織を有する鋼について、１００～６００℃の温度領域で短時間の熱処理後の常温引張強度の変化を測定した結果、引張強度の変化が鋼材の昇温中に測定された動的強度値の傾きに依存することを確認した。
その結果から本発明者は鋼の主要成分であるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｂの成分含有量を最適化する関係式１及び２を導出することができ、これと共に製造工程の条件を制御することにより優れた熱的安定性を確保することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
以下では、本発明の鋼組成について詳細に説明する。
本発明において特に断りのない限り、各元素の含有量を表す％は、重量を基準とする。
本発明の一側面に係る鋼は重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１３％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％、Ｍｏ：０．００１～０．２％、残部及び不可避不純物を含み、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ及びＢのうち１種以上を総含有量０．５％以下で含むことができる。
炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化するのに最も経済的且つ効果的な元素であり、添加量が増加すると析出強化効果またはベイナイト分率の増加により引張強度が増加する。炭素（Ｃ）の含有量が０．０２％未満であると、上記効果を十分に得ることが困難であり、その含有量が０．０８％を超過すると粗大な炭化物形成により成形性及び溶接性が低下する。また、１００～６００℃区間の熱処理時、炭素（Ｃ）の固溶強化効果が減少し、組織に余剰炭化物が形成されて熱処理後の強度が大きく低くなることがある。
炭素（Ｃ）は、鋼を強化するのに最も経済的且つ効果的な元素であり、添加量が増加すると析出強化効果またはベイナイト分率の増加により引張強度が増加する。炭素（Ｃ）の含有量が０．０２％未満であると、上記効果を十分に得ることが困難であり、その含有量が０．０８％を超過すると粗大な炭化物形成により成形性及び溶接性が低下する。また、１００～６００℃区間の熱処理時、炭素（Ｃ）の固溶強化効果が減少し、組織に余剰炭化物が形成されて熱処理後の強度が大きく低くなることがある。
したがって、炭素（Ｃ）の含有量は０．０２～０．０８％とすることができる。より好ましくは０．０２５％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とすることができ、より好ましくは０．０７５％以下とすることができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．００１～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させて固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利な元素である。また、１００～６００℃区間で熱処理する際に、炭化物形成を抑制する効果がある。シリコン（Ｓｉ）の含有量が０．００１％未満であると上記効果が得られ難く、熱的安定性も劣る可能性がある。一方、その含有量が０．５％を超過すると熱間圧延時に、鋼板表面にシリコン（Ｓｉ）による赤色スケールが形成されて鋼板表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性も低下するという問題点がある。
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させて固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利な元素である。また、１００～６００℃区間で熱処理する際に、炭化物形成を抑制する効果がある。シリコン（Ｓｉ）の含有量が０．００１％未満であると上記効果が得られ難く、熱的安定性も劣る可能性がある。一方、その含有量が０．５％を超過すると熱間圧延時に、鋼板表面にシリコン（Ｓｉ）による赤色スケールが形成されて鋼板表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性も低下するという問題点がある。
したがって、シリコン（Ｓｉ）の含有量は０．００１～０．５％とすることができる。より好ましくは０．００１～０．４５％とすることができる。
マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％
マンガン（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、マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．８％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が１．８％を超過するとスラブ鋳造時に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には厚さ方向への微細組織が不均一に形成され、延性及び成形性が低下する可能性がある。また、１００～６００℃区間の熱処理時に、炭化物の成長が容易であって熱的安定性も劣るという問題点がある。
マンガン（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、マンガン（Ｍｎ）の含有量が０．８％未満であると、添加による上記効果が得られず、その含有量が１．８％を超過するとスラブ鋳造時に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には厚さ方向への微細組織が不均一に形成され、延性及び成形性が低下する可能性がある。また、１００～６００℃区間の熱処理時に、炭化物の成長が容易であって熱的安定性も劣るという問題点がある。
したがって、マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．８～１．８％とすることができる。より好ましくは０．９％以上とすることができ、より好ましくは１．７％以下とすることができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加され、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．０１％未満であると上記添加効果が不足し、その含有量が０．１％を超過するとＮと結合してＡｌＮが形成されて連鋳及び鋳造時に、スラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物形成による欠陥が発生する可能性がある。
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加され、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が０．０１％未満であると上記添加効果が不足し、その含有量が０．１％を超過するとＮと結合してＡｌＮが形成されて連鋳及び鋳造時に、スラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物形成による欠陥が発生する可能性がある。
したがって、アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０１～０．１％とすることができる。より好ましくは０．０２％以上とすることができ、より好ましくは０．０８％以下とすることができる。
リン（Ｐ）：０．００１～０．０２％
リン（Ｐ）は、Ｓｉと同様に固溶強化及びフェライト変態促進効果を同時に有している。リン（Ｐ）の含有量が０．０２％を超過すると粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすいのに対し、その含有量を０．００１％未満に製造するためには製造費用が過度にかかるため、経済的にも不利であり、強度を得るにも不十分である可能性がある。
リン（Ｐ）は、Ｓｉと同様に固溶強化及びフェライト変態促進効果を同時に有している。リン（Ｐ）の含有量が０．０２％を超過すると粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすいのに対し、その含有量を０．００１％未満に製造するためには製造費用が過度にかかるため、経済的にも不利であり、強度を得るにも不十分である可能性がある。
したがって、リン（Ｐ）の含有量は０．００１～０．０２％とすることができる。
硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、硫黄（Ｓ）の含有量が０．０１％を超過するとＭｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生することがある。一方、その含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に過度の時間がかかって、生産性が低下することがある。
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、硫黄（Ｓ）の含有量が０．０１％を超過するとＭｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これにより鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生することがある。一方、その含有量を０．００１％未満に製造するためには製鋼操業時に過度の時間がかかって、生産性が低下することがある。
したがって、硫黄（Ｓ）の含有量は０．００１～０．０１％とすることができる。
窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％
窒素（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。一般的に、窒素（Ｎ）の固溶強化効果はＣより優れるが、鋼中に窒素（Ｎ）の量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題点があり、その上限を０．０１％に制限する。一方、その含有量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に過度の時間がかかって生産性が低下するようになる。
窒素（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。一般的に、窒素（Ｎ）の固溶強化効果はＣより優れるが、鋼中に窒素（Ｎ）の量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題点があり、その上限を０．０１％に制限する。一方、その含有量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に過度の時間がかかって生産性が低下するようになる。
したがって、窒素（Ｎ）の含有量は０．００１～０．０１％とすることができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１３％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力で粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒の成長を抑制する効果がある。また、Ｎと反応して残ったチタン（Ｔｉ）は、鋼中に固溶されてＣと結合することでＴｉＣ析出物を形成して鋼の強度を向上させるようになる。チタン（Ｔｉ）の含有量が０．００５％未満であると上記効果が得られ難く、その含有量が０．１３％を超過するとＴｉＮ及びＴｉＣ析出物の粗大化によって成形性が低下することがある。
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力で粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒の成長を抑制する効果がある。また、Ｎと反応して残ったチタン（Ｔｉ）は、鋼中に固溶されてＣと結合することでＴｉＣ析出物を形成して鋼の強度を向上させるようになる。チタン（Ｔｉ）の含有量が０．００５％未満であると上記効果が得られ難く、その含有量が０．１３％を超過するとＴｉＮ及びＴｉＣ析出物の粗大化によって成形性が低下することがある。
したがって、チタン（Ｔｉ）の含有量は０．００５～０．１３％とすることができる。より好ましくは０．０１％以上とすることができ、より好ましくは０．１２％以下とすることができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０６％
ニオブ（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による結晶粒微細化効果により、鋼の強度及び衝撃靭性向上に効果的である。ニオブ（Ｎｂ）の含有量が０．００５％未満であると上記効果が得られず、その含有量が０．０６％を超過すると熱間圧延中の過度の再結晶遅延により延伸した結晶粒形成及び粗大な複合析出物の形成によって成形性が低下することがある。
ニオブ（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による結晶粒微細化効果により、鋼の強度及び衝撃靭性向上に効果的である。ニオブ（Ｎｂ）の含有量が０．００５％未満であると上記効果が得られず、その含有量が０．０６％を超過すると熱間圧延中の過度の再結晶遅延により延伸した結晶粒形成及び粗大な複合析出物の形成によって成形性が低下することがある。
したがって、ニオブ（Ｎｂ）の含有量は０．００５～０．０６％とすることができる。より好ましくは０．０１％以上とすることができ、より好ましくは０．０５％以下とすることができる。
モリブデン（Ｍｏ）：０．００１～０．２％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させてベイナイト形成を容易にし、フェライト粒内の析出物を微細化する効果があり、鋼の強度及び熱的安定性向上に効果的な元素である。上述した効果を得るために０．００１％以上含むことが有利であるが、その含有量が０．２％を超過すると、焼入れ性の増加によりマルテンサイトが形成され、熱的安定性が急激に減少し、経済的な側面と溶接性確保の側面で不利であることがある。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させてベイナイト形成を容易にし、フェライト粒内の析出物を微細化する効果があり、鋼の強度及び熱的安定性向上に効果的な元素である。上述した効果を得るために０．００１％以上含むことが有利であるが、その含有量が０．２％を超過すると、焼入れ性の増加によりマルテンサイトが形成され、熱的安定性が急激に減少し、経済的な側面と溶接性確保の側面で不利であることがある。
したがって、モリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．００１～０．２％とすることができる。より好ましくは０．００２％以上とすることができ、より好ましくは０．１９％以下とすることができる。
本発明の鋼は、上述した組成以外に、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含むことができる。不可避不純物は、通常の製造工程で意図せずに混入される可能性があるため、これを排除することはできない。このような不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば誰でも分かることであるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
本発明の一側面による鋼は、クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ニッケル（Ｎｉ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上を総含有量０．５％以下含むことができる。
クロム（Ｃｒ）、バナジウム（Ｖ）、ニッケル（Ｎｉ）及びボロン（Ｂ）のうち１種以上を添加することによって、固溶強化及び析出強化をさらに図ることができる。但し、上記成分の総含有量が０．５％を超過すると鋼の延性及び成形性が不足し、費用側面で不利であることがある。
本発明の鋼は、下記関係式１で定義される｜Ｋ｜値は０．８以下とすることができる。
関係式１の｜Ｋ｜値に関する鋼の熱的安定性は、与えられた温度で鋼材に加えられた外力に対する鋼材の変形抵抗を基盤とする。一例として、鋼材において、高温圧縮試験または高温引張試験を行い、試験時に、素材を一定加熱速度で昇温させると同時に、一定の変形速度で外力を加えて素材に単位面積当たりに作用した力を測定する。この結果から得られた応力－温度曲線は、鋼の温度に対する敏感度を意味し、特に、その傾きである｜Ｋ｜値は鋼の固有物性として判断することができる。
本発明者は、このとき得られた応力－温度曲線の傾きに該当する｜Ｋ｜値を様々な鋼材について実験及び測定した結果、関係式１を導出することができた。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
本発明の関係式１の｜Ｋ｜値は、鋼材の熱処理昇温中に測定した動的強度値の傾きであって、鋼の固有物性であり、本発明において、｜Ｋ｜値が０．８を超過すると熱的安定性が不足して、１００～６００℃の熱処理前後の降伏比の変化が増加することがある。但し、その値が０．６未満である場合、高強度特性が得られ難いことがあるため、より好ましくは０．６以上とすることができる。
本発明の鋼は、下記関係式２で定義されるＲＡ値が５～９．２とすることができる。
熱処理前後の降伏強度の変化は、上記関係式１及び下記関係式２を同時に満たす場合、さらに安定的な傾向を示すことができる。関係式２のＲＡ値が５未満であると、鋼板の微細組織のうち直径５０ｎｍ以上の析出物が増加して熱的安定性が不足し、その値が９．２を超過すると熱的安定性が向上する効果が減少し、高価の合金元素を多量添加するによって経済的に不利な欠点がある。さらに好ましくは、上限が９．０とすることができる。
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
以下では、本発明の鋼微細組織について詳細に説明する。
本発明において特に断りのない限り、微細組織の分率を表示する％は面積を基準とする。
本発明の一側面による鋼の微細組織は、９５面積％以上のフェライト及び残りのパーライトを含むことができ、下記関係式３で定義されるＣＮ値が１．５以上とすることができる。
フェライトの面積分率が９５％未満であると、過度のパーライト及びその他の組織の形成により成形性が低下し、６００℃以下の熱処理時に、組織内で低下したパーライト分率が非常に増加するなど熱的安定性が低下するという問題がある。より好ましくはフェライト分率が９７％以上とすることができる。
下記関係式３はフェライト結晶粒界と結晶粒内での微細析出物の分布特性を意味するものであり、本発明は、強度及び熱的安定性を確保するためにフェライト結晶粒内に形成される整合析出物を主に活用することを特徴とする。
平均直径５０ｎｍ以下の析出物を基準とすることは、５０ｎｍを超過する比較的粗大な析出物の場合、鋼板の耐衝撃性及び成形性を低下させる要因となり得るため、本発明では５０ｎｍを超過する粗大析出物の形成を抑制し、５０ｎｍ以下の微細析出物を形成する。
下記関係式３のＣＮ値が１．５未満であると、結晶粒内に対して結晶粒界に微細な整合析出物が十分に形成されないことを意味し、結晶粒内に対して炭素の固溶度が比較的高い結晶粒界で粗大炭化物の形成及び成長が容易になる。その結果、粒界脆弱現象が発生して、耐衝撃性、成形性及び熱的安定性が低下するという問題点が発生する可能性がある。より好ましくは３以上、さらに好ましくは５以上、特に好ましくは１０以上とすることができる。
［関係式３］
ＣＮ＝ＮＧＢｘ１０３ｘＮＧ －１
（ここで、ＮＧＢ及びＮＧはそれぞれ単位面積（１ｍｍ２）内のフェライトの結晶粒界と結晶粒内に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物個数である。）
［関係式３］
ＣＮ＝ＮＧＢｘ１０３ｘＮＧ －１
（ここで、ＮＧＢ及びＮＧはそれぞれ単位面積（１ｍｍ２）内のフェライトの結晶粒界と結晶粒内に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物個数である。）
以下では、本発明の鋼製造方法について詳細に説明する。
本発明の一側面による鋼は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを再加熱、熱間圧延、冷却、巻き取り、及び冷却して製造することができる。
スラブ再加熱
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で再加熱することができる。
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で再加熱することができる。
再加熱温度が１１００℃未満であると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶを含む析出物が十分に再固溶されず、熱間圧延後の工程で微細な析出物の形成が減少し、粗大なＴｉＮが残存することがある。一方、その温度が１３５０℃を超過するとオーステナイト結晶粒成長によって強度が低下することがある。
熱間圧延
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延することができる。
上記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延することができる。
圧延終了温度が１１５０℃を超過すると、鋼板の温度が過度に高くなり、結晶粒サイズが粗大になり、鋼板の表面品質が劣化することがある。一方、その温度が８５０℃未満であると過度の再結晶遅延により延伸した結晶粒が発達して異方性がひどくなり、成形性も悪くなるおそれがある。
冷却及び巻き取り
上記熱間圧延された鋼板を１０～７０℃／ｓの冷却速度で５５０～７００℃の温度範囲まで冷却した後、巻き取ることができる。
上記熱間圧延された鋼板を１０～７０℃／ｓの冷却速度で５５０～７００℃の温度範囲まで冷却した後、巻き取ることができる。
冷却終了及び巻取温度が５５０℃未満であると、鋼中のベイナイトが不要に形成され、鋼の析出強化効果が大きく減少し、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ＆Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相が形成されて成形性が低下することがある。一方、その温度が７００℃を超過すると、フェライト結晶粒が粗大となり、粗大な析出物及びパーライトが形成されやすくなって強度確保が難しく、成形性も劣るおそれがある。より好ましくは６００～７００℃の温度範囲まで冷却した後に巻き取ることができる。
冷却速度が１０℃／s未満であると、基地組織の結晶粒が粗大になり微細組織が不均一になるのに対し、その速度が７０℃／sを超過すると、ベイナイトとマルテンサイトが形成されやすくなって、鋼の強度偏差がひどくなることがあり、成形性が低下する可能性がある。
冷却
上記巻き取られた鋼板を１０～５０℃／ｈの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却することができ、上記冷却は巻き取り後の３０分以内に開始されてもよい。
上記巻き取られた鋼板を１０～５０℃／ｈの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却することができ、上記冷却は巻き取り後の３０分以内に開始されてもよい。
５５０～７００℃の範囲の高い巻き取り温度で巻き取られた鋼板が長く高温状態を維持すると析出物が粗大になることがあるため、本発明ではこれを抑制するために巻き取り後の３０分以内に冷却を開始することができる。冷却速度が１０℃／ｈ未満であると、高温での維持時間が長くなって上記効果が得られないのに対し、その速度が５０℃／ｈを超過すると局部的にベイナイトまたはマルテンサイトが形成され、鋼の強度偏差がひどくなり、成形性が低下する可能性がある。
本発明は、上記冷却された鋼板に対して酸洗及び塗油する段階をさらに含むことができ、さらに上記酸洗及び塗油処理された鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱して溶融亜鉛めっきする段階をさらに含むことができる。
上記溶融亜鉛めっきは亜鉛系めっき浴を用いることができ、上記めっき浴合金組成については特に限定しないが、一例として、めっき浴は重量％で、Ｍｇ：０．０１～３０％、Ａｌ：０．０１～５０％及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むことができる。
上記のように製造された本発明の鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、伸び率が１９％以上であり、降伏比が０．８以上であり、熱処理前の降伏比に対して１００～６００℃の熱処理後の降伏比の変化率が１０％以下として熱的安定性に優れ、高降伏比及び高強度特性を備えることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、以下の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。
下記表１には、鋼種による合金成分と関係式１の｜Ｋ｜値及び関係式２のＲＡ値を示した。本発明における関係式１の｜Ｋ｜値は、高温圧縮試験を適用して測定し、具体的には、直径１０ｍｍ、長さ１５ｍｍの棒状のサンプルを昇温速度１℃／ｓで６００℃まで加熱すると同時に０．００５℃／ｓの変形速度で３０％の変形量を加えた。このとき、得られた応力－温度曲線の４００～６００℃区間の傾きに該当する｜Ｋ｜値を測定した。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は、当該合金元素の重量％である。）
上記表１の鋼種を下記表２に示した圧延終了温度、巻取温度を適用して鋼板を製造した。表２に示していない再加熱は１１００～１３５０℃の温度範囲で行い、熱間圧延直後の冷却速度は１０～７０℃／ｓレベルであり、巻き取り後の鋼板の冷却速度は１０～５０℃／ｈで同様に行い、冷却は巻き取り後の３０分以内に開始された。
なお、下記表２には冷却後、熱処理前の鋼板の微細組織の相分率及び関係式３のＣＮ値を示した。フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）及びパーライト（Ｐ）の分率は各鋼種の厚さ１／４地点で測定し、ＳＥＭを用いてｘ３０００、ｘ５０００倍率で分析した結果から測定した。ここで、ベイナイトは低温型フェライトを含み、パーライトは直径０．１μｍ以上の炭化物を含む。関係式３のフェライトの結晶粒内と結晶粒界に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物分布の値は、単位面積（１ｍｍ２）についてＴＥＭ分析を活用して算出された。
Ｆ：フェライト、Ｂ：ベイナイト、Ｍ：マルテンサイト、Ｐ：パーライト
［関係式３］
ＣＮ＝ＮＧＢｘ１０３ｘＮＧ －１
（ここで、ＮＧＢ及びＮＧはそれぞれ単位面積（１ｍｍ２）内のフェライトの結晶粒界と結晶粒内に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物個数である。）
下記表３には、熱処理前の機械的物性値と熱処理を行った後の機械的物性値を示した。引張強度（ＴＳ）、破壊伸び率（Ｅｌ）、降伏比（降伏強度／引張強度）をそれぞれ示し、熱処理前後の降伏比変化比を計算して示した。このとき、引張試験はＪＩＳ５号規格試験片を圧延方向の直角方向に試験片を採取して試験した。表３の物性は、熱処理前後ともに常温で評価した結果であり、５００℃で６０分維持した後に常温まで空冷する熱処理を適用した。
ＴＳ０：熱処理前の引張強度（ＭＰａ）、Ｅｌ０：熱処理前の伸び率（％）、ＹＲ０：熱処理前の降伏比
ＴＳｈ：熱処理後の引張強度（ＭＰａ）、Ｅｌｈ：熱処理後の伸び率（％）、ＹＲｈ：熱処理後の降伏比
本発明で提案した合金組成及び製造方法を満たす発明鋼１～７は、表２及び３に示したように、本発明で目標とする機械的性質を全て確保した。
一方、比較鋼１～３は本発明の関係式１を満たさないものであり、比較鋼１及び２は過度のＣまたはＭｎ含有量により本発明の成分範囲を外れ、粗大な炭化物が形成され、パーライトが増加した。熱処理後には炭化物がさらに粗大化し、結晶粒成長も発生して引張強度の下落が大きく、降伏点現象が発生し、降伏強度も多少増加し、熱処理前後のＹＲ変化比が１０％を超過して熱的安定性が低下した。比較鋼３は本発明の合金組成範囲は満たしたが、関係式１を満たさなかったものであり、炭化物及びパーライト組織が過度であり、フェライト分率も本発明の範囲を満たさず、粒界と粒内での微細析出物も減少して関係式３を満たさなかったため、熱的安定性が低下した。
比較鋼４及び５は、本発明の関係式２の範囲を満たさなかったものであり、比較鋼４は関係式２の範囲を満たせず析出物の分率は増加したが、粒界で５０ｎｍ以上の析出物の形成が多く、関係式３を満たせず、これにより熱処理中に結晶粒の成長が不均一に発生して、熱的安定性の特性が劣化した。比較鋼５は関係式２の範囲を外れた場合であり、粒内に比べて粒界での微細な析出物が不足し、関係式３も満たせなかった。また、硬化能が増加してベイナイトの形成によりフェライト分率は不足した。この鋼の熱処理前後のＹＲ変化の比は、１０％を超過したが、これは熱処理中の粒界の安定性が不足して結晶粒成長が発生し、形成されたベイナイトの劣化が発生したためである。
比較鋼６及び７は、本発明で提案する合金組成を満たしたが、巻取温度が本発明の範囲を外れた場合である。比較鋼６の場合、冷却終了温度が高すぎて本発明の提案範囲を外れ、初期微細組織にパーライトが生成され、析出物も粗大であった。このような微細組織は熱処理後の析出物がさらに粗大化しやすいものであり、熱処理により引張強度が減少したことが分かる。比較鋼７の場合、冷却終了温度が過度に低く、本発明の提案範囲を外れ、ベイナイト及びマルテンサイトが形成され、これにより熱処理前の降伏比が本発明の範囲を満たさず、熱処理前後のＹＲ変化比も本発明の範囲を超過した。
以上、実施例を挙げて本発明を詳細に説明したが、これと異なる形態の実施例も可能である。したがって、以下に記載された特許請求の範囲の技術的思想及び範囲は実施例に限定されない。
Claims (10)
- 重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１３％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％、Ｍｏ：０．００１～０．２％、残部及び不可避不純物を含み、
下記関係式１で定義される｜Ｋ｜値が０．８以下であり、
下記関係式２で定義されるＲＡ値が５～９．２であり、
微細組織は９５面積％以上のフェライト及び残りのパーライトを含み、
下記関係式３で定義されるＣＮ値が１．５以上である、高強度鋼板。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式３］
ＣＮ＝ＮＧＢｘ１０３ｘＮＧ －１
（ここで、ＮＧＢ及びＮＧはそれぞれ単位面積（１ｍｍ２）内のフェライトの結晶粒界と結晶粒内に形成される直径５０ｎｍ以下の析出物個数である。） - 前記鋼板は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ及びＢのうち１種以上を総含有量０．５％以下でさらに含む、請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、伸び率が１９％以上であり、降伏比が０．８以上である、請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板は、熱処理前の降伏比に対して１００～６００℃での熱処理後の降伏比変化率が１０％以下である、請求項１に記載の高強度鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０００５～０．１３％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％、Ｍｏ：０．００１～０．２％、残部及び不可避不純物を含み、下記関係式１で定義される｜Ｋ｜値が０．８以下であり、下記関係式２で定義されるＲＡ値が５～９．２の鋼スラブを１１００～１３５０℃の温度範囲で再加熱する段階；
前記再加熱された鋼スラブを８５０～１１５０℃の圧延終了温度で熱間圧延する段階；
前記熱間圧延された鋼板を１０～７０℃／ｓの冷却速度で５５０～７００℃の温度範囲まで冷却した後に巻き取る段階；及び
前記巻き取られた鋼板を１０～５０℃／ｈの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却する段階を含む、高強度鋼板の製造方法。
［関係式１］
｜Ｋ｜＝－０．５５５－１．２７［Ｃ］＋０．０４３［Ｓｉ］－０．１１３［Ｍｎ］＋０．０８［Ｔｉ］＋０．０８６［Ｎｂ］２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。）
［関係式２］
ＲＡ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｖ］／５１）／（［Ｎｂ］／９３）
（ここで、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｎｂ］は該当合金元素の重量％である。） - 前記鋼板は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ及びＢのうち１種以上を総含有量０．５％以下でさらに含む、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷却する段階は、巻き取り後の３０分以内に開始されるものである、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷却された鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記酸洗及び塗油処理された鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっきは重量％で、Ｍｇ：０．０１～３０％、Ａｌ：０．０１～５０％及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いるものである、請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
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