JP4299716B2

JP4299716B2 - 降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板

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Publication number: JP4299716B2
Application number: JP2004116491A
Authority: JP
Inventors: 浩之棚橋; 勝浩笹井; 学高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-12
Filing date: 2004-04-12
Publication date: 2009-07-22
Anticipated expiration: 2024-04-12
Also published as: JP2005298896A

Description

本発明は、プレス成形などの加工工程を経て用いられる鋼板に関するものであって、特に形状凍結性や高い加工度が必要とされる部品に適する。

一般に、自動車などの輸送用機械の分野では鋼板が広く用いられている。一括りに鋼板と言ってもその種類は多様であり、例えば引張強さで分類しても３００ＭＰａから１０００ＭＰａ超までが用途に応じて選択・使用されている。このように鋼板には、（引張）強さと言う選択肢がある一方、成形性の指標の一つである伸び（延性）は引張強さとは相反する、いわゆるトレードオフの関係にあるため、単に引張強さのみに基づいて素材を選択すると成形性に制約を受ける事態となり得る。

そこで望まれるのは、同じ引張強さでありながら、より延性に優れた鋼板である。その例としては、特開平４−２４６１２７号公報（特許文献１）、および特開平５−３３１５９１号公報（特許文献２）に開示されているような、主相フェライトに副相マルテンサイトを配した複合組織鋼板（いわゆるＤＰ鋼板）がよく知られている。また、鋼板をプレス成形する際には、上記のように強度・延性バランスに優れることも望まれるところであるが、特に高強度材の場合には、降伏比、すなわち降伏点（降伏強度）を引張強さで除した値が低いことも重要な特性と言える。なぜなら、引張強さが同じ場合、降伏比が低い材料ほど形状凍結性に優れ、また降伏点と引張強さの差が大きいほどいわゆる成形余裕代が大きくなり、より厳しい成形に適していることが多いからである。上述のＤＰ鋼板は、固溶強化や炭窒化物の析出を利用した高強度鋼板に比べ低降伏比であり、上記の両特性を具備した鋼板と言える。

特開平４−２４６１２７号公報特開平５−３３１５９１号公報

ところが、こうしたＤＰ鋼板の多くは、引張強さが５９０ＭＰａ以上若しくは４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板として製造されている。勿論そうした強度の鋼板としてＤＰ鋼板は優れた特性を有していることは疑う余地のないところであるが、例えば従来３００ＭＰａ程度の鋼板を用いていた部品の代替用途を考えると、プレス機器などの能力の制約から４９０ＭＰａ、あるいは５９０ＭＰａの鋼板を採用することは困難なことも想定される。

また、従来ＤＰ鋼板ではない４９０ＭＰａ未満の鋼板を用いていた部品を、より高い成形性を必要とする形状に設計変更しようとする場合においては、この強度領域のＤＰ鋼板が存在しないことで、設計変更の自由度が狭められている状況が予想される。このように、引張強さが４９０ＭＰａ未満のＤＰ鋼板が一般に提供されていないことによって社会が受ける逸失利益は看過出来ないものがあり、同鋼板の製造が強く期待されている。

熱延鋼板の製造工程でフェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板を得るためには、Ａｒ₃点以上の温度で圧延を終了した後、オーステナイト相とフェライト相が共存する温度域にてフェライト相中のＣ（炭素）をオーステナイト相中へ移動させ、その後にオーステナイト相からパーライト組織やベーナイト組織が出来るだけ生成しないような速い速度で冷却してマルテンサイト変態させ、目的とする複合組織とする。

一般に、ある化学成分を有する鋼の、オーステナイト相からパーライト組織やベーナイト組織を生成させずにマルテンサイト変態させ得る冷却速度の最小値は臨界冷却速度（以下ＣＲ）と呼ばれる。そこで、常にＣＲを上回るような大きな冷却速度で製造出来れば複合組織を得るのは容易であるが、製造設備上の制約があり、また冷却速度を大きくすればするほど製品（熱延コイル）内での不均一性の発生が懸念される。

こうした問題を解決する方法の一つは、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなど、いわゆる焼入れ性を高める元素の濃度を増して（あるいは含有させて）ＣＲを小さくすることである。ところがこうした方法は、確かに製造を容易にし、製品の均一性を高めるものの、結果的に得られる鋼板の強度も高まる。このように、この相反する機構を両立させることが困難なことが引張強さ４９０ＭＰａ未満のＤＰ鋼板に関する先行技術が見当たらない理由の一つではないかと推測される。本発明はこうした課題を解決するために為されたものであり、引張強さが４９０ＭＰａ未満のＤＰ鋼板を提供することを目的とする。

製造設備能力の大幅な増強をすることなく、また製品の均一性を無視して結果的に歩留りを低下させるようなこともなく、すなわち、これらの冷却速度を大きくする方法に頼ることなく引張強さ４９０ＭＰａ未満のＤＰ鋼板を得るためには、上記したような元素量は可能な限り低く抑え（その結果、硬質相の強度が低下する、あるいは硬質相の比率が低くなるので、その上で従来のＤＰ鋼板と同様のメカニズムを得るためには）、フェライト相を従来のＤＰ鋼板に比べて一層軟質化させることが必要である。従来フェライト相の軟質化は、フェライト相中のＣのオーステナイト相中へ移動を促進するように冷却速度や化学成分を調整することに主眼が置かれてきたが、本発明の目的を達成するにはそれだけでは十分とは言えない。

そこで本発明者らは、フェライト相の一層の軟質化を達成するべく研究を重ねた。その結果、従来ＤＰ鋼板の製造には積極的に用いられるＳｉ（珪素）を敢えて微量に限定し、かつＣｅ（セリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｓ（硫黄）、およびＴｉ（チタン）を適切に調整した上で所定の条件で製造すればフェライト相の強度を高める働きをする微細な析出物密度を大幅に低減することが出来、目的とする複合組織鋼板が得られることを見出し、本発明を完成させた。

その要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：０．０１〜０．０４％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、更に、ＣｅとＬａの１種または２種を、その合計が、Ｃｅ＋Ｌａ≧Ｓ／６を満たすように含有し、残部はＦｅ、および不可避不純物からなり、フェライト相を体積比で最大の相とし、マルテンサイト相を有することを特徴とする降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板。

（２）更に、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｖ：０．１％以下、の１種または２種以上を合計で０．１〜１．０％含有することを特徴とする前記（１）記載の降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板。
（３）更に、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板である。

本発明によって、引張強さが４９０ＭＰａ未満で降伏比が低く、延性に優れ、複合組織を有する熱延鋼板を得ることが出来る。またそのために、特別に能力の高い冷却設備を必要としないので製造コストに与える影響も極めて小さい。

本発明者らは、ＤＰ鋼板の汎用的な製造条件を用いながらフェライト相の強度を上昇させる働きをする微細な析出物の生成を抑制する方法について広範に検討した。本発明はそうした取り組みを経て完成されたものであり、以下にその限定理由を述べる。
まず化学成分の限定理由について説明する。

Ｃ：０．０１〜０．０５％
Ｃは、マルテンサイト相を生成させるための必須元素であり、０．０１％未満では室温で熱力学的に安定なマルテンサイト相を生成させることは困難である。一方、０．０５％を越えると、他の全ての条件を満たしていても引張強さが４９０ＭＰａ未満のＤＰ鋼板を得ることが困難となる。そこで０．０１〜０．０５％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．０４％
Ｓｉは、フェライト相とオーステナイト相が共存する温度域において前者から後者へのＣの移動を促進する効果を有するのでその作用からは積極的に添加したい元素であるが、フェライト相自身の軟質化には好ましくない。こうした要請を兼ね備える範囲は０．０１〜０．０４％である。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、ＤＰ鋼板を得るための冷却条件を緩和する働きをする重要な元素であり、０．５％以上を含有していないと製造条件を工夫してもＤＰ鋼板を得ることが出来ない。一方、１．５％を越えると焼入れ性が高まる結果、鋼板の強度が高くなり過ぎる。そこで１．５％を上限とする。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物であり、０．０２％を越えると粒界脆化に伴う靭性劣化が問題となる。許容される上限は０．０２％である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物であり、熱間圧延時の割れや、延性劣化の原因となるので極力抑制したい元素であるが、コストの著しい増加を招くので、その点も考慮して０．０１％を上限とする。

Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、脱酸元素として使用できるが、０．０３％を越えると後記するＣｅとＬａの添加効果が有効に作用しないので０．０３％以下とする必要がある。脱酸元素として添加しない場合も許容される。

Ｔｉ：０．０００５〜０．０１％
Ｔｉは、炭化物、および窒化物を形成してフェライト相中の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減し、フェライト相の軟質化をもたらす。この効果を得るには０．０００５％以上が必要である。一方、０．０１％を越えると形成された炭化物、および窒化物によるフェライト相の強度上昇が問題となる。そこで上記の範囲に限定する。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、窒化物を形成してフェライト相の強度を上昇させるので抑制することが望ましいが、０．００６％以下であれば許容される。

Ｃｅ＋Ｌａ≧Ｓ／６
ＣｅとＬａは、ともに鋼中で酸化物、硫化物、およびそれらの複合体を形成する。その過程で結合する相手の元素の、鋼中に残留する（固溶する）濃度に影響を与えるものと考えられる。それによってフェライト相が軟質化する機構は必ずしも明らかではないが、ＣｅとＬａが硫化物（酸化物との複合体も含む）を形成することで残留Ｓ濃度が低下すると、Ｔｉとの硫化物形成が抑制され、炭化物や窒化物を形成して固溶のＣやＮを減少させる働きをする有効なＴｉ量が確保され易くなり、結果的にフェライト相の軟質化に寄与するのではないかと推定される。そうした効果はただＣｅとＬａを含有していれば得られると言うわけではなく、実施例の中で述べるように上記の関係が満たされている場合に顕著である。

Ｃｅ、およびＬａはミッシュメタルを原料として溶鋼中に添加することが望ましい。勿論、それぞれの純物質を用いて添加することも可能であるが、製造コストを悪戯に高めるだけであり好ましくない。こうした考え方に立って、Ｃｅ、Ｌａの単独での添加量は敢えて限定せず、両元素の１種または２種の合計とＳ量の関係を規定した。一方、Ｃｅ＋Ｌａの量が０．０２５％超となると、酸化物や硫化物が粗大化して表面きずの発生を懸念させるので０．０２５％を上限とすることが望ましい。

Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上を合計で０．１〜１．０％
これらの元素は、何れも焼入れ性を高める作用を有し、複合組織の形成を促進する。その効果はいずれかの元素を少なくとも０．１％添加することによって得られる。しかし、これらの元素の合計で１．０％を越えて添加すると鋼板の強度が高まり過ぎて好ましくないばかりか製造コストも高めるので１．０％を上限とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、粒界を強化する。特にフェライト相を軟質化させると該相（該粒）とマルテンサイト相（粒）の界面の強度差が成形性に不利に働くことが懸念される。０．０００５％以上の添加で粒界強化の効果が得られ、０．００２０％でその効果は飽和するので上記のように限定する。なお上記以外の成分はＦｅであるが、原料（鉄スクラップを含む）から混入する不可避な不純物は許容される。

次に鋼板のミクロ組織について述べる。
ミクロ組織は軟質なフェライト相を体積比で最大の相とし、硬質なマルテンサイト相を副相とする複合組織とする。低い降伏比を得るためにはマルテンサイト相を体積比で２％以上確保することが望ましい。２０％を上回ると強度が高くなり過ぎるので２０％以下とすることが望ましい。

フェライト相とマルテンサイト相のみで構成されることが最も望ましいが、合計の体積比が１０％以下で、かつマルテンサイト相のそれを上回らない範囲のパーライト組織、ベーナイト組織、および（残留）オーステナイト相の含有は許容される。なお、鋼板を構成する相および組織の体積比は、鋼板の圧延方向に平行な縦断面における面積比を以って定義した。板幅の１／４（若しくは３／４）位置より、試験片を採取し、研磨、エッチングして光学顕微鏡観察用試料を作成した。２００倍で２０視野を観察し、視野毎に画像処理して相および組織の面積比を導出し、２０視野の平均値を以って体積比とした。

こうしたミクロ組織を得るための製造方法について説明する。
再加熱温度は１３００℃以下で行う必要がある。この温度を越えると結晶粒径の粗大化による特性（材質、および表面品位）劣化が顕著になり望ましくない。下限温度は、目標とする圧延完了温度が確保できればどのような温度でもよく、圧延速度（設備能力）や仕上げ板厚などを考慮して選択することが出来る。均一な組織を得るために圧延率６０〜９５％程度の熱間圧延を行うことが望ましい。

熱間圧延はオーステナイト単相で行う必要がある。圧延中にフェライト相が生成すると加工組織が残留してフェライト相の強度が高くなるとともに延性が劣化するので好ましくない。一方、圧延完了温度が高過ぎる場合には結晶粒径が粗大化し、特性を劣化させる。こうした条件を考慮して、圧延完了温度は８００〜９３０℃とするのが好ましい。圧延完了後、除冷してフェライト相を生成させ、オーステナイト相との共存温度域から急冷する。除冷とは、空冷を含み、１０℃／秒未満の冷却速度を指す。急冷を開始する温度は６００℃以上とする。急冷とは１０℃／秒以上の冷却速度を指し、急冷の終了温度は４５０℃以下（室温を含む）とする。これらは本発明が規定する複合組織を得るために必要な条件として限定されるものである。なお、本発明は引張強さ４９０ＭＰａ未満のＤＰ鋼板を得ることを主眼としたものであるが、それに限定されることなく、４９０ＭＰａ超の鋼板も本発明の範囲である。

以下に実施例を比較例とともに説明する。
（実施例１）
表１に記載の化学成分を有する鋼Ａ〜Ｈを複数溶解、鋳造した。１２００℃に再加熱して熱間圧延し、３．２ｍｍの熱延鋼板とした。圧延率は８５％、仕上げ温度は８５０℃とした。空冷で７００℃まで冷却し（以上は共通）、その後、各鋼について複数の冷却速度で室温まで冷却した。得られた鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、機械的性質を調査した。冷却速度の増加に対して、降伏伸び（Ｙ．Ｅｌ）は次第に減少し、ある冷却速度以上では０％となった。その冷却速度（臨界冷却速度）における鋼板の引張強さ（ＴＳ）と降伏強度（ＹＳ、但し降伏伸びが現れないので０．５％伸びにおける強度を降伏強度とした）から降伏比（ＹＲ）を求めた。それらの結果を表２に示す。表２にはミクロ組織構成と伸び（Ｔ．Ｅｌ）についても記載した。このように本発明の鋼板は、ＴＳが同程度の比較材に対して、Ｔ．Ｅｌを損ねることなく、より低いＹＲを示した。

（実施例２）
表３に記載の化学成分を有する鋼Ａ１〜Ｇ２を溶解、鋳造した。１２００℃に再加熱して熱間圧延し、２．６ｍｍの熱延鋼板とした。圧延率は８８％、仕上げ温度は８５０℃とした。空冷で７００℃まで冷却し、更に５０℃／秒の冷却速度で４２０℃まで冷却した。巻取り相当の熱処理として４２０℃に１時間保持し炉冷した。得られた鋼板のミクロ組織構成とＪＩＳ５号試験片による機械的性質を調べた。ミクロ組織の構成（体積比）は、同一のアルファベットで始まる鋼（例えばＡ１、Ａ２およびＡ３）の間では違いがなかった。すなわち、Ａ１〜Ｇ２のいずれの鋼でもフェライト相が９０％前後、マルテンサイト相が６〜１０％、その他の相（あるいは組織）として、Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３、Ｃ１およびＣ２鋼に残留オーステナイト相が２％、Ｄ１およびＤ２鋼に残留オーステナイト相が１％、Ｅ１、Ｅ２およびＥ３鋼にベーナイト組織が２％含まれていた。

一方、機械的性質は同一のアルファベットで始まる鋼間でも異なり、（Ｌａ＋Ｃｅ）量とＳ量との関係の影響を受けた。図１はそれらを、（Ｌａ＋Ｃｅ）−Ｓ／６を横軸にして整理したグラフである。但し、Ｌａ＋Ｃｅ量が「＜０．０００２（０．０００２％未満）」については、便宜的に当該量を０．０００２として計算した。また、Ａｌ量が本発明の範囲を外れる２鋼（Ａ１、Ｅ１）については黒塗りの記号を用いて区別した。図から明らかなように、本発明鋼は比較鋼と同等の強度延性バランスを有しつつ、より低いＹＲを示した。

鋼板のＴＳ、ＹＳ、ＹＲ、およびＴ．Ｅｌと（Ｌａ＋Ｃｅ）−Ｓ／６の関係を示すグラフである。

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．０１〜０．０５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．０４％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｔｉ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ：０．００６％以下を含有し、更に、
ＣｅとＬａの１種または２種を、その合計が、Ｃｅ＋Ｌａ≧Ｓ／６を満たすように含有し、残部はＦｅ、および不可避不純物からなり、フェライト相を体積比で最大の相とし、マルテンサイト相を有することを特徴とする降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板。
更に、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．３％、
Ｖ：０．１％以下、
の１種または２種以上を合計で０．１〜１．０％含有することを特徴とする請求項１記載の降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板。
更に、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の降伏比が低く延性に優れた熱延鋼板。