JP3827106B2 - プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3827106B2 JP3827106B2 JP09434097A JP9434097A JP3827106B2 JP 3827106 B2 JP3827106 B2 JP 3827106B2 JP 09434097 A JP09434097 A JP 09434097A JP 9434097 A JP9434097 A JP 9434097A JP 3827106 B2 JP3827106 B2 JP 3827106B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- temperature
- less
- ferrite
- rolled steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、プレス成形性および衝撃特性に優れた熱延鋼板の製造方法に関するものであって、具体的には、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）が２００００Ｎ／ｍｍ２・％以上で、かつ２ｍｍV切欠きシャルピー衝撃値が２５Ｊ以上を有する高強度熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車産業では、安全性の追求・向上に加え、燃費向上対策の一環として車体の軽量化が求められており、特に足廻り部位などにおいては、鋼板の薄肉化に伴いさらなる高強度化が要求されている。しかし、高強度化するほど延性は低下しプレス等による成形加工の面が困難となる。
【０００３】
さらに、最近の自動車業界においては、安全性の向上もかなり重要な課題として取り上げられている。なかでも、車内の安全性を確保する上で衝突時に鋼材がどれだけの吸収エネルギーを有するのかは重要であり、自動車部品を構成する高強度熱延鋼にも衝撃特性の改善が要求されてきている。
【０００４】
これまでに、高延性を有する高強度鋼板として、フェライトとマルテンサイトもしくはフェライトとベイナイトの混合組織を呈する２相鋼板が製造されており、なかでもフェライトとマルテンサイトの混合組織を呈する２相鋼板の機械的性質は降伏比（降伏強度／引張強度）が低く、同等の延性を有する鋼板のなかでも高い強度レベルを有している。しかし、引張強度が７８０N／mm2 以上の鋼板においては延性の低下が著しいため充分な強度−延性バランスは得られ難いのが現状である。
【０００５】
引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）で示される強度−延性バランスを向上する方法としては、鋼板の金属組織をフェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイト、もしくは一部マルテンサイトを含む混合組織とした高強度複合組織鋼板が提唱されている。この鋼板は、金属組織中に残存している残留オーステナイトを成形加工時にマルテンサイト変態させて高強度高延性を得る、いわゆる「変態誘起塑性」を利用したものである。残留オーステナイトの量が鋼板の機械的特性を左右するため、同一強度においても延性、特に均一伸びが向上する。
【０００６】
こうした中、特開Ｈ４−３２５１２号公報には、「変態誘起塑性」を利用した高強度複合組織鋼板の製造方法として、重量％で、０．０８〜０．４０％のＣ，０．８〜２．５％のＳｉ，ＭｎとＣｒの１種以上を合計で０．８〜４．０％，０．００１〜０．０５０％のｓｏｌ．Ａｌ，０．００８〜０．０２５％のＮから成る鋼組成の鋼板をＡｃ3 点以上で、かつオーステナイト平均粒径が５０μｍ以下となるように再加熱した後、最終パスの圧下率４０％以上、仕上温度Ａr3 〜Ａr3 ＋５０℃で熱間圧延を終了し、６０℃／秒以下の冷却速度にて５５０〜７００℃まで冷却する第一段冷却後、０〜３０秒間を０〜５℃／秒の冷却速度で冷却する第二段冷却を施し、さらに３０℃／秒以上の冷却速度で３００〜４５０℃まで冷却する第三段冷却後巻取り、体積率でポリゴナルフェライト６０％以上と残留オーステナイト１０％超の複合組織とする加工用高強度複合組織熱延鋼板が開示されている。熱間圧延加熱温度、加熱時間、加熱速度の制御、あるいはＮｂ，Ｔｉの添加により加熱時のオーステナイト平均粒径を５０μｍ未満と微細化することで、その後の冷却課程においてフェライト生成を促進して、未変態オーステナイトへのＣの濃縮を、さらには低Ａｌ高Ｎ鋼とすることでオーステナイトを安定化させ、充分な残留オーステナイトを得ようとする特徴を持っている。
【０００７】
また、特開Ｈ４−２２８５３８号公報には、所定成分に調整された鋼スラブを熱間圧延し巻取った鋼帯を水中浸漬やミスト噴霧により３０℃／時以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却して体積率が約１〜４％の残留オーステナイトを得ることが開示されている。巻取温度がより低温になれば、マルテンサイトが生成して機械的性質の阻害要因となること、更には過度のベイナイト変態を抑制する目的で巻取後の後処理が施されている。
【０００８】
以上のように、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）の強度−延性バランスを２００００N／ｍｍ２ ・％以上となる高強度高延性の鋼板を得るためには、熱間圧延後、再度熱処理を施し残留オーステナイトを生成させるか、または熱間圧延終了後にミスト噴霧冷却等の後処理を施すか、もしくはオーステナイト安定化元素としてＣ、Ｎを多量に添加することで残留オーステナイトの体積率を１０％以上確保していた。また、鋼板の衝撃特性の改善に関しては明らかにされていないのが現状である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明は、プレス成形性および衝撃吸収特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。具体的には、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）が２００００Ｎ／ｍｍ２・％以上、−４０〜２０℃における２ｍｍV切欠きシャルピー衝撃値が２５Ｊ以上である高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的は、請求項１の発明、すなわち、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：１．０〜１．４％、Ｍｎ：１．８〜２．２％、Ｃｕ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．３５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００４０％、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなる成分を有する鋼スラブを熱間圧延する際に、熱間圧延機の出側の仕上温度をＡｒ ３ 点−２０℃〜Ａｒ ３ 点＋５０℃、帯状の鋼をコイル状に巻取る際の巻取温度を３５０〜５００℃の範囲とし、かつ仕上温度からフェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度までを５０〜１００℃／秒で冷却した後、５０℃／秒以下で３〜１５秒間冷却し、その後巻取温度まで５０〜１００℃／秒で冷却することにより、金属組織がポリゴナルフェライト、下部ベイナイト、体積率で５〜１０％の残留オーステナイトの３相からなることを特徴とするプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法により達成できる。
【００１１】
請求項２の発明は、上記鋼スラグの成分に、さらにＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｏの内１種もしくは２種以上の元素を合計で２％以下有している請求項１に記載のプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１２】
請求項３の発明は、上記鋼スラグの成分に、さらにＣｒ、Ｎｂ、Ｔｉの内１種もしくは２種以上の元素を合計で１％以下有する請求項１または請求項２に記載のプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、鋼成分、金属組織および熱延等の製造条件と鋼板の引張特性および衝撃特性を詳細に検討してきた。その結果、プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板が得られることがわかった。
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００１５】
Ｃ：０．１０〜０．２０％
本発明において極めて重要な元素であり、熱間圧延後の冷却過程で残留オーステナイトを含有させるには必要不可欠である。その作用としては、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させることでオーステナイトを安定化させ、鋼板中に充分な残留オーステナイトを効果的に確保することができる。Ｃの含有量が０．１０％未満では、強度が不足するとともにオーステナイト中へのＣの濃縮が不充分となり、結果的に残留オーステナイトが充分満足されずに、高延性を得ることが難しい。また、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、残留オーステナイトの生成に関しては問題はないが、加工性および溶接性が著しく劣化するため、問題が生じる。またＣの添加により、遷移温度は上昇し、Ｖノッチシャルピー衝撃試験における切欠き脆性を劣化することも問題の一つである。このためＣの含有量は、０．１０〜０．２０％とする。
【００１６】
Ｓｉ：１．０〜１．４％
本発明において重要な元素であり、その作用としては、フェライトの生成を促進させ、さらにＣの未変態オーステナイトでの濃縮を促進させる効果を有する。またＳｉの添加は、固溶強化元素であるため、強度を確保する上で重要な役割を持ち、機械的性質、特に均一伸びを向上する効果も有する。Ｓｉの含有量が１．０％未満においては、この作用は充分発揮されず、結果的に残留オーステナイトが充分に得られない。含有量が１．４％を超えると、前記の作用・効果は飽和状態となること、衝撃値を減少させ遷移温度も上昇させる傾向となる。
【００１７】
Ｍｎ：１．８〜２．２％
オーステナイト形成元素であり、未変態オーステナイトが延性を阻害するパーライトに変態することの抑制に大きく関与している。この効果は含有量が１．８％未満では十分でなく、また、２．２％を超えると、満足するフェライトを生成することが困難となり、延性の劣化を招く。Ｍｎのフェライトへの固溶限は約３％であるので、大部分はフェライト中に固溶してフェライトのへき開破壊応力を上昇させ、切欠き脆性に対して有効となる。すなわち、衝撃試験による遷移温度を低下させるとともに衝撃値の劣化を抑制する。
【００１８】
Ｃｕ：０．３５％以下
熱延中に生成する酸化スケールと鋼板表面の境界に濃化してスケール剥離性を向上させる。しかし、０．３５％を超えると衝撃値が低下する傾向にあること、溶融金属脆化により鋼板表面に微細なクラックが発生しやすくなる。
Ｎｉ：０．３５％以下
Ｃｕの添加による溶融金属脆化を抑制するためにＣｕとほぼ同量の添加を必要とするが、Ｃｕが０．２０％以下の場合は添加する必要はない。また、Ｍｎの作用と同様に衝撃試験による遷移温度を低下させるとともに衝撃値の劣化を抑制する。
【００１９】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％
脱酸を目的として添加されるが、Ｓｉと同様にフェライトの生成を促進させ、さらにはＣの未変態オーステナイトでの濃縮を促進させる。よって、Ｓｉと併用し添加することが望ましいが、０．０４０％を超えると介在物が増加するため局部伸びを低下させる要因となること、衝撃値を低下させ遷移温度が上昇する傾向にある。
【００２０】
Ｎ：０．００２０〜０．００４０％
Ｃと同様に侵入型固溶元素であり、オーステナイトを安定させ、未変態オーステナイト中のＣの濃化を助長させる。さらには、Ｎの増加に伴い遷移温度の上昇が認められるが、ＡｌＮ等の処理を確実に行わない場合は、阻害要因にもなり得るため多量添加は適さない。また、Ｎの添加により、Ｍｓ点（マルテンサイト生成温度）を下げ、残留オーステナイトを増加させる効果を有している。しかし、０．００４０％以上では加工性や靭性の低下を招く。
【００２１】
Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｃｏ：１種または２種以上を合計で２％以下
いずれの元素も衝撃値の遷移温度を低下させる作用を有するので、合計で２％以下で添加することが望ましい。これ以上添加してもそれに見合った作用は得られずコストが高くなる。
Ｃｒ，Ｎｂ，Ｔｉ：１種または２種以上を合計で１％以下
いずれの元素もオーステナイトを安定化させ残留オーステナイト量を確保するため 有効な元素であり、さらに強度の確保や細粒化を目的として１種または２種以上の元素を合計で１％以下添加することが望ましい。これ以上添加してもそれに見合った作用は得られずコストが高くなる。
【００２２】
金属組織：ポリゴナルフェライト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの3相組織
フェライト中に含有する固溶Ｃを充分排出した軟質なポリゴナルフェライト、硬質な下部ベイナイト、および残留オーステナイトの混合組織とすることで延性、特に均一伸びを向上させ、かつ降伏比（降伏強度／引張強度）を低下させる。
【００２３】
残留オーステナイト量：５〜１０％
残留オーステナイトの「変態誘起塑性」効果により高強度高延性を得るもので、残留オーステナイトの体積率が５％未満では充分な延性が得られない。また、残留オーステナイトの体積率が１０％を超えると未変態オーステナイト中のＣ濃化が不足し、オーステナイトが不安定となるため残留オーステナイト量が鋼板内で変動する。
【００２４】
次に本発明にかかる熱延鋼板の製造条件について説明する。上記の組成を有する鋼スラブを連続鋳造後ただちに、あるいは再加熱後に熱間圧延を施す。熱間圧延開始までの条件については特に制限するものではないが、仕上温度がＡｒ3 点―２０℃〜Ａｒ3 点＋５０℃と比較的低温であることから、低温加熱と組み合わせることが望ましい。
【００２５】
仕上温度： Ａｒ3 点−２０℃〜Ａｒ3 点＋５０℃
Ａｒ３ 点−２０℃未満では、熱間圧延中に生成した鋼板表層部のフェライ トが加工フェライトとして出現し鋼板の加工性を劣化させる。Ａｒ3 点＋５０℃を超えると金属組織が粗大化して延性や靱性を劣化させる。また、仕上温度が高すぎると巻取温度の制御が困難となり材質が得られなくなる。
【００２６】
巻取温度：３５０〜５００℃
延性阻害要因となるパーライトの生成を防止しつつ、また過度のベイナイト変態の助長を抑制すること、更には残留オーステナイト量を確保するために、捲取温度の上限は５００℃とする。また捲取温度が３５０℃未満ではマルテンサイトが生成するため、延性ならびに成形性を阻害する要因となる。
【００２７】
仕上温度〜フェライト生成開始温度までの冷却速度：５０〜１００℃／秒
Ａｒ３点−２０℃〜Ａｒ３点＋５０℃で熱間圧延を終了した帯状の鋼を５０〜１００℃／秒の冷却速度で、フェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度まで冷却する。冷却速度が５０℃／秒未満では、延性を阻害するパーライトの生成が助長され、未変態オーステナイト中のＣの濃化が損なわれる。また、冷却速度が増加すると、組織の細粒化が促進されるが、１００℃／秒を超える冷却速度では飽和する。
【００２８】
フェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度から５０℃／秒以下で３〜１５秒間冷却
フェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度に冷却された鋼板を５０℃／秒以下の冷却速度で３〜１５秒間冷却する。これにより、微細に生成されたフェライトをポリゴナルフェライトに成長させる。同時にフェライト中に固溶しているＣを排出させて未変態オーステナイトへＣを凝縮させる。５０℃／秒を超える冷却速度では、フェライト中の固溶Ｃの排出が充分ではなく、アシキュラーフェライトの成長を助長させる。この第２段の徐冷時間が短いと、前記ポリゴナルフェライトの成長が抑制され、Ｃが濃化したアシキュラーフェライトが生成し易くなる。また、この時間が長ければ、延性を低下させるパーライトもしくは炭化物の多い上部ベイナイトの生成を助長させる。よって、第２段の徐冷時間は、設備制約上も考慮して６〜１４秒とすることが望ましい。
【００２９】
巻取温度までの冷却速度：５０〜１００℃／秒
第２段の徐冷を終了した鋼板を５０〜１００℃／秒の冷却速度で冷却し、３５０〜５００℃の範囲内で巻取りを行う。５０℃／秒未満の速度では本発明を満足する下部ベイナイトを得ることはできず、炭化物の多い上部ベイナイトが生成したり、延性を著しく阻害するパーライトが生成するのでこれを下限とする。また、１００℃／秒を超える冷却速度では、得られる残留オーステナイトが少なく、材質も安定しないためこれを上限とする。冷却を終了する巻取り温度は、３５０℃未満においては炭化物を含んだマルテンサイトの生成が増加し、高延性を得るための残留オーステナイトの体積率が減少する。また、５００℃を超えるとパーライトの生成が増加するので延性が損なわれる。
【００３０】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼種Ｎｏ．１〜９を溶製した後、表２に示す熱延条件および冷却条件にて板厚２．９ｍｍの熱延鋼板を製造した。鋼種Ｎｏ．８〜９については、表２に示すように仕上温度から巻取取温度までの冷却速度を一定にした単純な冷却条件とした。その他の鋼種Ｎｏ．１〜７については、仕上温度から巻取温度までを本発明に従って三段階の冷却速度に設定した。表３には、得られた熱延鋼板の金属組織の主相と主相以外の組織の同定結果、Ｘ線による残留オーステナイト体積率（ＶγＲ）の測定結果および機械的性質の測定結果を示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
表３より、比較例による熱延鋼板の金属組織は、主相がアシキュラーフェライトであるのに対し、本発明例の熱延鋼板の金属組織は、主相が軟質なポリゴナルフェライトであった。このような組織の構成の違いにより、本発明例の鋼板においては張り出し成形性の指標となる降伏比（ＹＲ）が、６０〜８０％と比較例より低くなっておりプレス等による成形性には有効な特性を有していることがわかる。
【００３５】
さらに、本発明例では、主相以外に４．５〜８．１％の残留オーステナイトを有しているため、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）で表される強度―延性バランスは２００００N／ｍｍ2 ・％以上が得られており、加工性に優れた高強度熱延鋼板であることがわかる。
【００３６】
表４には、−４０〜２０℃の温度範囲内における２ｍｍＶ切欠きシャルピー衝撃試験の結果を示す。材料の変形能を評価する方法としては、静的試験として引張試験等は既知の通りであるが、衝突時に大きな応力波が伝播する場合では歪速度の影響を受けるので静的試験では意味をなさないため、歪速度の大きい動的試験であるＶ切欠きシャルピー衝撃試験を実施して評価した。試験片はＪＩＳ Ｚ２２０２の４号サブ・サイズ試験片を用いた。試験片は、衝撃方向が熱間圧延方向と直角になる方向の位置で採取して、厚みを２．０±０．０５ｍｍ、Ｖ型切欠深さを２ｍｍ、切欠角度を４５±２度、切欠先端半径を０．２５±０．０２５ｍｍに調整した。
本発明例では、試験温度が−４０℃においても衝撃値が２５Ｊ以上であり、歪速度の大きい衝撃が加わった際にも室温から−４０℃までの範囲において優れた衝撃特性を有していることがわかる。
【００３７】
【表４】
【００３８】
【発明の効果】
以上のように、本発明の製造方法により得られる高強度熱延鋼板は、鋼成分の調整と熱間圧延条件の制御により金属組織がポリゴナルフェライト、５〜１０％の残留オーステナイト、下部ベイナイトの混合組織となり、高強度熱延鋼板のプレス成形性と衝撃特性を改善することを可能とした。したがって、本発明により製造される高強度熱延鋼板は、部品形状が複雑な自動車部材等の各種機械部品の素材として好適に用いられる。
【産業上の利用分野】
本発明は、プレス成形性および衝撃特性に優れた熱延鋼板の製造方法に関するものであって、具体的には、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）が２００００Ｎ／ｍｍ２・％以上で、かつ２ｍｍV切欠きシャルピー衝撃値が２５Ｊ以上を有する高強度熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車産業では、安全性の追求・向上に加え、燃費向上対策の一環として車体の軽量化が求められており、特に足廻り部位などにおいては、鋼板の薄肉化に伴いさらなる高強度化が要求されている。しかし、高強度化するほど延性は低下しプレス等による成形加工の面が困難となる。
【０００３】
さらに、最近の自動車業界においては、安全性の向上もかなり重要な課題として取り上げられている。なかでも、車内の安全性を確保する上で衝突時に鋼材がどれだけの吸収エネルギーを有するのかは重要であり、自動車部品を構成する高強度熱延鋼にも衝撃特性の改善が要求されてきている。
【０００４】
これまでに、高延性を有する高強度鋼板として、フェライトとマルテンサイトもしくはフェライトとベイナイトの混合組織を呈する２相鋼板が製造されており、なかでもフェライトとマルテンサイトの混合組織を呈する２相鋼板の機械的性質は降伏比（降伏強度／引張強度）が低く、同等の延性を有する鋼板のなかでも高い強度レベルを有している。しかし、引張強度が７８０N／mm2 以上の鋼板においては延性の低下が著しいため充分な強度−延性バランスは得られ難いのが現状である。
【０００５】
引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）で示される強度−延性バランスを向上する方法としては、鋼板の金属組織をフェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイト、もしくは一部マルテンサイトを含む混合組織とした高強度複合組織鋼板が提唱されている。この鋼板は、金属組織中に残存している残留オーステナイトを成形加工時にマルテンサイト変態させて高強度高延性を得る、いわゆる「変態誘起塑性」を利用したものである。残留オーステナイトの量が鋼板の機械的特性を左右するため、同一強度においても延性、特に均一伸びが向上する。
【０００６】
こうした中、特開Ｈ４−３２５１２号公報には、「変態誘起塑性」を利用した高強度複合組織鋼板の製造方法として、重量％で、０．０８〜０．４０％のＣ，０．８〜２．５％のＳｉ，ＭｎとＣｒの１種以上を合計で０．８〜４．０％，０．００１〜０．０５０％のｓｏｌ．Ａｌ，０．００８〜０．０２５％のＮから成る鋼組成の鋼板をＡｃ3 点以上で、かつオーステナイト平均粒径が５０μｍ以下となるように再加熱した後、最終パスの圧下率４０％以上、仕上温度Ａr3 〜Ａr3 ＋５０℃で熱間圧延を終了し、６０℃／秒以下の冷却速度にて５５０〜７００℃まで冷却する第一段冷却後、０〜３０秒間を０〜５℃／秒の冷却速度で冷却する第二段冷却を施し、さらに３０℃／秒以上の冷却速度で３００〜４５０℃まで冷却する第三段冷却後巻取り、体積率でポリゴナルフェライト６０％以上と残留オーステナイト１０％超の複合組織とする加工用高強度複合組織熱延鋼板が開示されている。熱間圧延加熱温度、加熱時間、加熱速度の制御、あるいはＮｂ，Ｔｉの添加により加熱時のオーステナイト平均粒径を５０μｍ未満と微細化することで、その後の冷却課程においてフェライト生成を促進して、未変態オーステナイトへのＣの濃縮を、さらには低Ａｌ高Ｎ鋼とすることでオーステナイトを安定化させ、充分な残留オーステナイトを得ようとする特徴を持っている。
【０００７】
また、特開Ｈ４−２２８５３８号公報には、所定成分に調整された鋼スラブを熱間圧延し巻取った鋼帯を水中浸漬やミスト噴霧により３０℃／時以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却して体積率が約１〜４％の残留オーステナイトを得ることが開示されている。巻取温度がより低温になれば、マルテンサイトが生成して機械的性質の阻害要因となること、更には過度のベイナイト変態を抑制する目的で巻取後の後処理が施されている。
【０００８】
以上のように、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）の強度−延性バランスを２００００N／ｍｍ２ ・％以上となる高強度高延性の鋼板を得るためには、熱間圧延後、再度熱処理を施し残留オーステナイトを生成させるか、または熱間圧延終了後にミスト噴霧冷却等の後処理を施すか、もしくはオーステナイト安定化元素としてＣ、Ｎを多量に添加することで残留オーステナイトの体積率を１０％以上確保していた。また、鋼板の衝撃特性の改善に関しては明らかにされていないのが現状である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明は、プレス成形性および衝撃吸収特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。具体的には、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）が２００００Ｎ／ｍｍ２・％以上、−４０〜２０℃における２ｍｍV切欠きシャルピー衝撃値が２５Ｊ以上である高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的は、請求項１の発明、すなわち、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：１．０〜１．４％、Ｍｎ：１．８〜２．２％、Ｃｕ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．３５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００４０％、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなる成分を有する鋼スラブを熱間圧延する際に、熱間圧延機の出側の仕上温度をＡｒ ３ 点−２０℃〜Ａｒ ３ 点＋５０℃、帯状の鋼をコイル状に巻取る際の巻取温度を３５０〜５００℃の範囲とし、かつ仕上温度からフェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度までを５０〜１００℃／秒で冷却した後、５０℃／秒以下で３〜１５秒間冷却し、その後巻取温度まで５０〜１００℃／秒で冷却することにより、金属組織がポリゴナルフェライト、下部ベイナイト、体積率で５〜１０％の残留オーステナイトの３相からなることを特徴とするプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法により達成できる。
【００１１】
請求項２の発明は、上記鋼スラグの成分に、さらにＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｏの内１種もしくは２種以上の元素を合計で２％以下有している請求項１に記載のプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１２】
請求項３の発明は、上記鋼スラグの成分に、さらにＣｒ、Ｎｂ、Ｔｉの内１種もしくは２種以上の元素を合計で１％以下有する請求項１または請求項２に記載のプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、鋼成分、金属組織および熱延等の製造条件と鋼板の引張特性および衝撃特性を詳細に検討してきた。その結果、プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板が得られることがわかった。
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００１５】
Ｃ：０．１０〜０．２０％
本発明において極めて重要な元素であり、熱間圧延後の冷却過程で残留オーステナイトを含有させるには必要不可欠である。その作用としては、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させることでオーステナイトを安定化させ、鋼板中に充分な残留オーステナイトを効果的に確保することができる。Ｃの含有量が０．１０％未満では、強度が不足するとともにオーステナイト中へのＣの濃縮が不充分となり、結果的に残留オーステナイトが充分満足されずに、高延性を得ることが難しい。また、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、残留オーステナイトの生成に関しては問題はないが、加工性および溶接性が著しく劣化するため、問題が生じる。またＣの添加により、遷移温度は上昇し、Ｖノッチシャルピー衝撃試験における切欠き脆性を劣化することも問題の一つである。このためＣの含有量は、０．１０〜０．２０％とする。
【００１６】
Ｓｉ：１．０〜１．４％
本発明において重要な元素であり、その作用としては、フェライトの生成を促進させ、さらにＣの未変態オーステナイトでの濃縮を促進させる効果を有する。またＳｉの添加は、固溶強化元素であるため、強度を確保する上で重要な役割を持ち、機械的性質、特に均一伸びを向上する効果も有する。Ｓｉの含有量が１．０％未満においては、この作用は充分発揮されず、結果的に残留オーステナイトが充分に得られない。含有量が１．４％を超えると、前記の作用・効果は飽和状態となること、衝撃値を減少させ遷移温度も上昇させる傾向となる。
【００１７】
Ｍｎ：１．８〜２．２％
オーステナイト形成元素であり、未変態オーステナイトが延性を阻害するパーライトに変態することの抑制に大きく関与している。この効果は含有量が１．８％未満では十分でなく、また、２．２％を超えると、満足するフェライトを生成することが困難となり、延性の劣化を招く。Ｍｎのフェライトへの固溶限は約３％であるので、大部分はフェライト中に固溶してフェライトのへき開破壊応力を上昇させ、切欠き脆性に対して有効となる。すなわち、衝撃試験による遷移温度を低下させるとともに衝撃値の劣化を抑制する。
【００１８】
Ｃｕ：０．３５％以下
熱延中に生成する酸化スケールと鋼板表面の境界に濃化してスケール剥離性を向上させる。しかし、０．３５％を超えると衝撃値が低下する傾向にあること、溶融金属脆化により鋼板表面に微細なクラックが発生しやすくなる。
Ｎｉ：０．３５％以下
Ｃｕの添加による溶融金属脆化を抑制するためにＣｕとほぼ同量の添加を必要とするが、Ｃｕが０．２０％以下の場合は添加する必要はない。また、Ｍｎの作用と同様に衝撃試験による遷移温度を低下させるとともに衝撃値の劣化を抑制する。
【００１９】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％
脱酸を目的として添加されるが、Ｓｉと同様にフェライトの生成を促進させ、さらにはＣの未変態オーステナイトでの濃縮を促進させる。よって、Ｓｉと併用し添加することが望ましいが、０．０４０％を超えると介在物が増加するため局部伸びを低下させる要因となること、衝撃値を低下させ遷移温度が上昇する傾向にある。
【００２０】
Ｎ：０．００２０〜０．００４０％
Ｃと同様に侵入型固溶元素であり、オーステナイトを安定させ、未変態オーステナイト中のＣの濃化を助長させる。さらには、Ｎの増加に伴い遷移温度の上昇が認められるが、ＡｌＮ等の処理を確実に行わない場合は、阻害要因にもなり得るため多量添加は適さない。また、Ｎの添加により、Ｍｓ点（マルテンサイト生成温度）を下げ、残留オーステナイトを増加させる効果を有している。しかし、０．００４０％以上では加工性や靭性の低下を招く。
【００２１】
Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｃｏ：１種または２種以上を合計で２％以下
いずれの元素も衝撃値の遷移温度を低下させる作用を有するので、合計で２％以下で添加することが望ましい。これ以上添加してもそれに見合った作用は得られずコストが高くなる。
Ｃｒ，Ｎｂ，Ｔｉ：１種または２種以上を合計で１％以下
いずれの元素もオーステナイトを安定化させ残留オーステナイト量を確保するため 有効な元素であり、さらに強度の確保や細粒化を目的として１種または２種以上の元素を合計で１％以下添加することが望ましい。これ以上添加してもそれに見合った作用は得られずコストが高くなる。
【００２２】
金属組織：ポリゴナルフェライト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの3相組織
フェライト中に含有する固溶Ｃを充分排出した軟質なポリゴナルフェライト、硬質な下部ベイナイト、および残留オーステナイトの混合組織とすることで延性、特に均一伸びを向上させ、かつ降伏比（降伏強度／引張強度）を低下させる。
【００２３】
残留オーステナイト量：５〜１０％
残留オーステナイトの「変態誘起塑性」効果により高強度高延性を得るもので、残留オーステナイトの体積率が５％未満では充分な延性が得られない。また、残留オーステナイトの体積率が１０％を超えると未変態オーステナイト中のＣ濃化が不足し、オーステナイトが不安定となるため残留オーステナイト量が鋼板内で変動する。
【００２４】
次に本発明にかかる熱延鋼板の製造条件について説明する。上記の組成を有する鋼スラブを連続鋳造後ただちに、あるいは再加熱後に熱間圧延を施す。熱間圧延開始までの条件については特に制限するものではないが、仕上温度がＡｒ3 点―２０℃〜Ａｒ3 点＋５０℃と比較的低温であることから、低温加熱と組み合わせることが望ましい。
【００２５】
仕上温度： Ａｒ3 点−２０℃〜Ａｒ3 点＋５０℃
Ａｒ３ 点−２０℃未満では、熱間圧延中に生成した鋼板表層部のフェライ トが加工フェライトとして出現し鋼板の加工性を劣化させる。Ａｒ3 点＋５０℃を超えると金属組織が粗大化して延性や靱性を劣化させる。また、仕上温度が高すぎると巻取温度の制御が困難となり材質が得られなくなる。
【００２６】
巻取温度：３５０〜５００℃
延性阻害要因となるパーライトの生成を防止しつつ、また過度のベイナイト変態の助長を抑制すること、更には残留オーステナイト量を確保するために、捲取温度の上限は５００℃とする。また捲取温度が３５０℃未満ではマルテンサイトが生成するため、延性ならびに成形性を阻害する要因となる。
【００２７】
仕上温度〜フェライト生成開始温度までの冷却速度：５０〜１００℃／秒
Ａｒ３点−２０℃〜Ａｒ３点＋５０℃で熱間圧延を終了した帯状の鋼を５０〜１００℃／秒の冷却速度で、フェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度まで冷却する。冷却速度が５０℃／秒未満では、延性を阻害するパーライトの生成が助長され、未変態オーステナイト中のＣの濃化が損なわれる。また、冷却速度が増加すると、組織の細粒化が促進されるが、１００℃／秒を超える冷却速度では飽和する。
【００２８】
フェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度から５０℃／秒以下で３〜１５秒間冷却
フェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度に冷却された鋼板を５０℃／秒以下の冷却速度で３〜１５秒間冷却する。これにより、微細に生成されたフェライトをポリゴナルフェライトに成長させる。同時にフェライト中に固溶しているＣを排出させて未変態オーステナイトへＣを凝縮させる。５０℃／秒を超える冷却速度では、フェライト中の固溶Ｃの排出が充分ではなく、アシキュラーフェライトの成長を助長させる。この第２段の徐冷時間が短いと、前記ポリゴナルフェライトの成長が抑制され、Ｃが濃化したアシキュラーフェライトが生成し易くなる。また、この時間が長ければ、延性を低下させるパーライトもしくは炭化物の多い上部ベイナイトの生成を助長させる。よって、第２段の徐冷時間は、設備制約上も考慮して６〜１４秒とすることが望ましい。
【００２９】
巻取温度までの冷却速度：５０〜１００℃／秒
第２段の徐冷を終了した鋼板を５０〜１００℃／秒の冷却速度で冷却し、３５０〜５００℃の範囲内で巻取りを行う。５０℃／秒未満の速度では本発明を満足する下部ベイナイトを得ることはできず、炭化物の多い上部ベイナイトが生成したり、延性を著しく阻害するパーライトが生成するのでこれを下限とする。また、１００℃／秒を超える冷却速度では、得られる残留オーステナイトが少なく、材質も安定しないためこれを上限とする。冷却を終了する巻取り温度は、３５０℃未満においては炭化物を含んだマルテンサイトの生成が増加し、高延性を得るための残留オーステナイトの体積率が減少する。また、５００℃を超えるとパーライトの生成が増加するので延性が損なわれる。
【００３０】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼種Ｎｏ．１〜９を溶製した後、表２に示す熱延条件および冷却条件にて板厚２．９ｍｍの熱延鋼板を製造した。鋼種Ｎｏ．８〜９については、表２に示すように仕上温度から巻取取温度までの冷却速度を一定にした単純な冷却条件とした。その他の鋼種Ｎｏ．１〜７については、仕上温度から巻取温度までを本発明に従って三段階の冷却速度に設定した。表３には、得られた熱延鋼板の金属組織の主相と主相以外の組織の同定結果、Ｘ線による残留オーステナイト体積率（ＶγＲ）の測定結果および機械的性質の測定結果を示す。
【００３１】
【表１】
【表２】
【表３】
表３より、比較例による熱延鋼板の金属組織は、主相がアシキュラーフェライトであるのに対し、本発明例の熱延鋼板の金属組織は、主相が軟質なポリゴナルフェライトであった。このような組織の構成の違いにより、本発明例の鋼板においては張り出し成形性の指標となる降伏比（ＹＲ）が、６０〜８０％と比較例より低くなっておりプレス等による成形性には有効な特性を有していることがわかる。
【００３５】
さらに、本発明例では、主相以外に４．５〜８．１％の残留オーステナイトを有しているため、引張強さ（ＴＳ）×全伸び（ＥＬ）で表される強度―延性バランスは２００００N／ｍｍ2 ・％以上が得られており、加工性に優れた高強度熱延鋼板であることがわかる。
【００３６】
表４には、−４０〜２０℃の温度範囲内における２ｍｍＶ切欠きシャルピー衝撃試験の結果を示す。材料の変形能を評価する方法としては、静的試験として引張試験等は既知の通りであるが、衝突時に大きな応力波が伝播する場合では歪速度の影響を受けるので静的試験では意味をなさないため、歪速度の大きい動的試験であるＶ切欠きシャルピー衝撃試験を実施して評価した。試験片はＪＩＳ Ｚ２２０２の４号サブ・サイズ試験片を用いた。試験片は、衝撃方向が熱間圧延方向と直角になる方向の位置で採取して、厚みを２．０±０．０５ｍｍ、Ｖ型切欠深さを２ｍｍ、切欠角度を４５±２度、切欠先端半径を０．２５±０．０２５ｍｍに調整した。
本発明例では、試験温度が−４０℃においても衝撃値が２５Ｊ以上であり、歪速度の大きい衝撃が加わった際にも室温から−４０℃までの範囲において優れた衝撃特性を有していることがわかる。
【００３７】
【表４】
【発明の効果】
以上のように、本発明の製造方法により得られる高強度熱延鋼板は、鋼成分の調整と熱間圧延条件の制御により金属組織がポリゴナルフェライト、５〜１０％の残留オーステナイト、下部ベイナイトの混合組織となり、高強度熱延鋼板のプレス成形性と衝撃特性を改善することを可能とした。したがって、本発明により製造される高強度熱延鋼板は、部品形状が複雑な自動車部材等の各種機械部品の素材として好適に用いられる。
Claims (3)
- 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：１．０〜１．４％、Ｍｎ：１．８〜２．２％、Ｃｕ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．３５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００４０％、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなる成分を有する鋼スラブを熱間圧延する際に、熱間圧延機の出側の仕上温度をＡｒ３点−２０℃〜Ａｒ３点＋５０℃、帯状の鋼をコイル状に巻取る際の巻取温度を３５０〜５００℃の範囲とし、かつ仕上温度からフェライト生成開始温度以下、ベイナイト生成開始温度以上の温度までを５０〜１００℃／秒で冷却した後、５０℃／秒以下で３〜１５秒間冷却し、その後巻取温度まで５０〜１００℃／秒で冷却することにより、金属組織がポリゴナルフェライト、下部ベイナイト、体積率で５〜１０％の残留オーステナイトの３相からなることを特徴とするプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブの成分が、さらにＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｃｏの内１種もしくは２種以上の元素を合計で２％以下有する請求項１記載のプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブの成分が、さらにＣｒ、Ｎｂ、Ｔｉの内１種もしくは２種以上の元素を合計で１％以下有する請求項１または請求項２に記載のプレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09434097A JP3827106B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09434097A JP3827106B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10273755A JPH10273755A (ja) | 1998-10-13 |
| JP3827106B2 true JP3827106B2 (ja) | 2006-09-27 |
Family
ID=14107570
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09434097A Expired - Fee Related JP3827106B2 (ja) | 1997-03-31 | 1997-03-31 | プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3827106B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107058864B (zh) * | 2017-01-10 | 2019-07-02 | 北京特冶工贸有限责任公司 | 铁道车辆车轮 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN116926412A (zh) * | 2022-03-29 | 2023-10-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种贝氏体无缝钢管及其制造方法 |
-
1997
- 1997-03-31 JP JP09434097A patent/JP3827106B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107058864B (zh) * | 2017-01-10 | 2019-07-02 | 北京特冶工贸有限责任公司 | 铁道车辆车轮 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10273755A (ja) | 1998-10-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5290245B2 (ja) | 複合組織鋼板及びこれを製造する方法 | |
| KR101263924B1 (ko) | 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 ｈ형강과 그 제조 방법 | |
| JP2005528519A5 (ja) | ||
| JP2002256386A (ja) | 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 | |
| CN115244200A (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
| JP3858770B2 (ja) | 高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3417878B2 (ja) | 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法 | |
| JP6311633B2 (ja) | ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP4288146B2 (ja) | 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH093609A (ja) | 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法 | |
| JPH08337840A (ja) | 高い強度と優れた絞り加工性を有するチタン含有圧延鋼板とその製造方法 | |
| JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3440710B2 (ja) | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP3827106B2 (ja) | プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3235416B2 (ja) | 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3385903B2 (ja) | プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| WO2019163513A1 (ja) | 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
| KR100325714B1 (ko) | 저온인성이우수한베이나이트계강재의제조방법 | |
| JPH0665645A (ja) | 高延性熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2001207234A (ja) | 高延性高穴拡げ性高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022515107A (ja) | 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法 | |
| JPH05105986A (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP3107697B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| KR102518675B1 (ko) | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040831 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040922 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041117 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060629 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060629 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090714 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100714 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100714 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110714 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110714 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120714 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |