JP4745572B2 - 高強度鋼帯または鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主たる組織がマルテンサイト量4%〜20%のフェライト・マルテンサイト組織である高強度鋼帯または鋼板およびその製造方法に関する。
【0002】
上記のような鋼帯または鋼板の用途において、その汎用性、利便性、実用特性に対する要求が高まっている。そのため、これら鋼帯または鋼板の機械的性質を更に向上させることが求められている。特にその成形性について要望が強い。
【0003】
これら鋼帯または鋼板の良好な成形性の特徴としては、良好な深絞り性の指標と成る高r値、良好な引張成形性の指標と成る高n値、および優れた平面歪み特性の指標と成る高歪みがある。降伏強さと引張強さとの比から算出される低降伏比も良好な引張成形性の指標となる。
【0004】
構造物の軽量化を目指す分野では一般に高強度化が要求される。この分野では重量を削減するように、使用する板材の厚さを薄くする。軽量設計に伴う強度低下分は、板材自体の高強度化で補うことになる。しかし、高強度化に伴って必然的に成形性が低下する。そのため、この分野での材料の改良の主たる目的は、成形性の低下をできるだけ抑えて高強度化することである。
【0005】
鉄鋼材料シート093および094には、マイクロアロイまたはP添加により良好な冷間成形性を付与した高強度鋼がリストアップされている。そのうち幾つかの鋼種は、ベークハードニング性(熱処理硬化性)を有するものである。この性質は、連続焼鈍処理により、必要であれば更に溶融めっき仕上げと組み合わせることにより、得られる。
【0006】
更に、合金添加量を増加することによって、実用分野において成形性をかなり高めつつ高強度化に成功している。補足手段あるいは代替手段として、熱間圧延工程または連続焼鈍工程において冷却速度を高めることにより、両特性を高めることが可能である。しかしこの方法は、合金添加量の増加と、冷却設備の設置および運転によってコストが上昇するという欠点がある。
【0007】
既存の鋼連続焼鈍設備は、焼鈍および冷却区間の後方に過時効炉を備えている。この過時効ゾーンでは、鋼帯または鋼板を500℃以下の温度に保持する処理によって鋼帯または鋼板の「過時効」を起こさせる。低合金で軟質の鋼の場合、このように500℃に達する温度で保持すると、固溶炭素が炭化物として多量に析出する。この炭化物析出によって、鋼帯または鋼板の機械的および工学的性質が向上する。しかし、連続焼鈍設備で2相鋼を製造すると、過時効ゾーンを通るときにマルテンサイトが焼き戻されてしまうことがある。
【0008】
そこで本発明の目的は、過時効処理を含む焼鈍プロセスを施しても良好な機械的および工学的性質を持っている、2相鋼から成る高強度鋼帯または鋼板を提供することである。更に、この鋼帯または鋼板を製造する方法も開示する。
【0009】
上記の目的を達成するために、本発明は、高強度鋼帯または鋼板であって、主たる組織がマルテンサイト量4%〜20%のフェライト・マルテンサイト組織であり、Feおよび精錬起因不純物以外の成分(質量%)が、C:0.05〜0.2%、Si:≦1.0%、Mn:0.8〜2.0%、P:≦0.1%、S:≦0.015%、Al:0.02〜0.4%、N:≦0.005%、Cr:0.25〜1.0%、B:0.002〜0.01%である高強度鋼帯または鋼板を提供する。望ましくは、マルテンサイトの量が、主たる組織であるマルテンサイト・フェライト組織の約5〜20%である。
【0010】
本発明の鋼帯または鋼板は、特に合金成分を増量する必要なしに、500N/mm2の高強度と良好な成形性とを兼備する。本発明においては、強度を高めるために、既に熱間圧延鋼帯および鍛造材では知られている、ボロン成分の持つ変態に及ぼす効果を利用している。すなわち、ボロン以外の窒化物形成元素を少なくとも1種、望ましくはAlおよび補足的にTiを、添加することによってボロンによる強化作用を確保している。チタンおよびアルミニウムの添加によって、これら元素と鋼中窒素とが結合するので、硬化作用を持つ炭化物の生成にボロンを有効に利用できる。必須成分としてCrが存在することにより、従来組成の同等鋼に比べて高強度が得られる。
【0011】
前述のように、ボロンの強化作用については、ホットストリップまたは鍛造材の製造について既に従来技術として知られている。例えばドイツ特許公開公報DE19719546A1に記載されている高強度ホットストリップの場合、最高強度のものは、鋼中窒素を固定するための化学量論的な量のTiを任意成分として添加してある。これにより、共存しているボロンは窒素の固定に費やされることがない。その結果、ボロンの持つ強化作用および無心焼入れ性が十分に発揮される。更に、ドイツ特許公開公報DE3007560A1には、0.0005〜0.01質量%のボロン添加により高強度熱間圧延2相鋼を製造する方法が記載されている。この場合、ボロン添加によってフェライト−パーライト変態が遅延される。
【0012】
本発明の高強度鋼帯または鋼板においては、冷間圧延後に焼鈍処理およびその後の冷却と過時効を行なった場合あるいは溶融めっき仕上げを行なった場合でも、マルテンサイト量が維持される。本発明の鋼帯または鋼板は降伏強さが250N/mm2〜350N/mm2である。引張強さは500N/mm2から600N/mm2以上、特に650N/mm2に達する。ドレッシング(矯正)しない状態では、ほぼ降伏伸びゼロ(ARE≦1.0)である。このように本発明の鋼帯または鋼板は従来の低合金鋼では得られなかった特性を有する。
【0013】
本発明の鋼のもう一つの利点は、焼き戻し抵抗である。本発明の鋼はクロムを含有したことによって、従来の2相鋼で起きていた問題、すなわち過時効処理時にマルテンサイトが焼き戻されて強度が低下するという問題が解消される。
【0014】
望ましくは、本発明の鋼帯または鋼板は更に、2.8×AN(ANはN含有量(質量%))以上の量のTiを含有する。この場合、Al含有量を0.02〜0.05質量%の範囲に限定することができる。本発明のこの態様においては、鋼中窒素に対してAlが窒化物形成元素として作用した上で、Tiも化学量論的な窒素固定に十分作用できる。これに対して、仮にTiが全く存在しない場合には、Al含有量は0.1〜0.4質量%の範囲とすべきである。アルミニウムおよび/またはチタンが存在すると、先ず冷却過程で比較的粗粒のTiNおよび/またはAlNが形成する。チタンとアルミニウムは窒素との親和性がボロンよりも大きいので、鋼中に存在するボロンは炭化物形成元素として作用する。これは本発明による更に有利な効果であり、十分な量のチタンあるいはアルミニウムが存在せずに例えば細粒のBNが析出する場合に比べて、機械的性質が向上する。
【0015】
本発明の鋼帯または鋼板を製造する一つの方法は、ホットストリップを冷間圧延することである。また別の方法として、薄肉ホットストリップを冷間圧延せずに処理して、以降の工程で更に肉厚を減少させる方法も可能である。このようなホットストリップは、例えば鋳片(鋳造ストランド)を直接圧延して薄肉ホットストリップとする鋳片直接圧延法で製造できる。どの方法で鋼帯または鋼板を製造するにしても、連続焼鈍炉において、焼鈍温度750℃〜870℃、望ましくは750℃〜850℃で焼鈍処理し、次いでこの焼鈍温度から冷却速度20℃/s以上、100℃/s以下で冷却する際に、前述の問題が存在することに変わりはない。
【0016】
本発明の方法によれば、C−Mn鋼をベースとし、これにボロンと少なくともAlを、必要に応じてチタンを、窒化物形成元素として添加することによって、上記の焼鈍および冷却を行なっても約5%〜20%の望ましい高マルテンサイト量を持つ鋼帯を製造することができる。本発明の方法では、従来の方法とは異なり、マルテンサイトを生成させるために鋼帯または鋼板を連続焼鈍後に急冷する必要がない。すなわち、ボロンが遊離状態で固溶しているため、冷却速度が遅くてもマルテンサイトが生成してフェライト・マルテンサイトを主組織とするミクロ組織が形成され、典型的な2相組織による特性の組み合わせが得られる。この効果はボロン含有量0.002〜0.005質量%で得られることが分かった。このように本発明によれば、高価な冷却設備を必要とせずに、また多量の合金添加をすることもなく、高強度鋼帯または鋼板を製造することができる。
【0017】
更に、本発明によって製造した鋼には、過時効処理時にマルテンサイトの焼き戻しによる性質の劣化が特に生じないことが分かった。溶融めっき仕上げを行なわない場合には、300℃〜400℃の過時効処理温度で最大300sまでの過時効を行なうことができる。一方、溶融亜鉛めっき等の溶融めっき仕上げを行なう場合には、420℃〜480℃の溶融亜鉛めっき処理温度で溶融亜鉛めっき処理中の過時効保持時間は80s以下とすべきである。また、本発明により溶融亜鉛めっき処理を施した鋼帯または鋼板の性質は、溶融亜鉛めっき焼鈍により更に向上する。これは溶融亜鉛めっき処理後の鋼帯または鋼板を焼鈍するものである。用途によっては、更にドレッシング(矯正)を行なうことが更に有利である。
【0018】
以下、実施形態により本発明を更に詳細に説明する。
【0019】
表1に、本発明による鋼帯A1〜A4について、合金成分と、工学的あるいは機械的性質として、ARE(降伏伸び)、ReL(下降伏強さ)、Rm(引張強さ)、ReL/Rm(降伏比)、およびA80(破断伸び)の値をまとめて示す。また、比較として、比較鋼帯B1〜B5、C1〜C5、D1〜D4、およびE1についても上記各データを併せて示す。
【0020】
表1中の鋼帯A1〜E1は全て、本発明例および比較例のいずれもC含有量は0.07〜0.08質量%とした。比較鋼帯B1〜B5は、変態挙動への影響を調べるためにMn含有量を1.5〜2.4質量%とした。同じ目的で、比較鋼帯C1〜C5はSi(約0.4質量%)とMn(1.5〜2.4質量%)とを組み合わせ、比較鋼帯D1〜D4はSi(0.7質量%以下)、Mn(1.2〜1.6質量%)およびCr(0.5質量%)を組み合わせた。比較鋼帯E1は、Moを添加してある。
【0021】
本発明の鋼帯A1〜A4は、Si(1.0質量%以下)およびMn(0.8〜1.5質量%)の他に、変態遅延効果の大きいボロンを添加してある。窒化ボロンの生成を防止するために、窒化物形成元素としてのTiで窒素を固定した。そのためのTi含有量は、窒素含有量0.004〜0.005質量%の場合に約0.03質量%であり、B含有量は約0.003質量%であった。
【0022】
鋼A1〜A4については、同時に溶製および鋳造した各スラブを1170℃に加熱した。加熱したこれらのスラブを圧延して厚さ4.2mmのホットストリップとした。仕上げ圧延温度は845〜860℃の範囲であった。次に、ホットストリップを温度620℃で巻き取り、巻き取ったコイルを平均0.5℃/minで冷却した。次に、ホットストリップを酸洗した後、冷間圧延して厚さ1.25mmとした。
【0023】
冷間圧延した各鋼帯に、低合金軟質鋼用の過時効を含む標準的な炉操業により連続焼鈍処理を施した。この焼鈍および過時効処理の内容は、焼鈍温度800℃での連続焼鈍と、2段冷却と最終の過時効ゾーン通過を含む。冷却は、最初に冷却速度約20℃/sで550〜600℃まで冷却し、次に冷却速度約50℃/sで400℃まで冷却することにより行なった。その後の過時効処理は、400〜300℃の温度範囲に鋼帯を150s保持することにより行なった。
【0024】
本発明により製造した鋼帯A1〜A4は、従来の連続焼鈍を施しドレッシング(矯正)なしの状態での機械的および工学的な特性が、従来の合金添加による高強度化を行なった比較鋼帯に比べて優れている。本発明の鋼帯は、ドレッシング(矯正)なしの状態で降伏伸びが全く現れておらず、これは望ましいフェライト・マルテンサイト組織が生成していることの証左である。伸び限界は300N/mm2未満であり、強度値は530N/mm2〜630N/mm2である。このように鋼帯A1〜A4は塑性変形中に良好な硬化挙動を示している。これはまた、非常に低い降伏比(ReL/Rm<0.5)としても現れている。強度が540〜580N/mm2の場合は破断伸びが27〜30%であり、強度約630N/mm2でも25%と良好な破断伸びである。全て機械的性質は等方的である。
【0025】
本発明の鋼帯と同等の強度レベルの比較鋼帯は全て、歪み値が劣っており、特に降伏伸びが非常に大きい。すなわち効果挙動が劣っている。
【0026】
比較鋼帯で降伏伸びを示さないのは、2.1質量%を超える高いMn含有量の場合のみである(比較鋼帯B4、B5、C5)。強度値は非常に高い。しかし、降伏比および伸びが共に劣っている。
【0027】
表2に、本発明による鋼帯F1について、合金成分と、工学的あるいは機械的性質として、ARE(降伏伸び)、ReL(下降伏強さ)、Rm(引張強さ)、ReL/Rm(降伏比)、およびA80(破断伸び)の値をまとめて示す。この鋼帯F1の製造は、先ずTiおよびBを合金成分として添加したC−Mn鋼を溶製し、従来法により熱間圧延および冷間圧延することにより行なった。冷間圧延した鋼帯F1を焼鈍した後、溶融亜鉛めっき設備内を通した。
【0028】
焼鈍は870℃で行なった。次に、480℃で60秒保持した。溶融亜鉛めっき浴の温度は460℃であった。表3に処理条件の詳細を示す。このようにして溶融めっき仕上げした後にドレッシング(矯正)した鋼帯F1の性質は、表1に示した本発明の鋼帯の値の範囲内であった。
【0029】
表4に、本発明による鋼帯G11〜G14について、合金成分と、工学的あるいは機械的性質として、ARE(降伏伸び)、ReL(下降伏強さ)、Rm(引張強さ)、ReL/Rm(降伏比)、およびA80(破断伸び)の値をまとめて示す。これら各鋼帯G11〜G14は同一組成の鋼から製造したものであり、従来の熱間圧延および冷間圧延を行なったものである。
【0030】
冷間圧延した鋼帯について、G11とG12は連続焼鈍を施し、G13とG14は溶融亜鉛めっきを施した。表5に、各処理条件を示す。780〜800℃の焼鈍によって、鋼帯G11〜G14は引張強さが約500N/mm2であった。降伏伸びはほとんど無かった(ARE≦1.0%)。
【0031】
【表1】
【0032】
【表2】
【0033】
【表3】
【0034】
【表4】
【0035】
【表5】
Claims (11)
- 高強度鋼帯または鋼板であって、マルテンサイト量4%〜20%のフェライト・マルテンサイト組織であり、Feおよび精錬起因不純物以外の成分(質量%)が
C: 0.05〜0.2%
Si: ≦1.0%
Mn: 0.8〜2.0%
P: ≦0.1%
S: ≦0.015%
Al: 0.1〜0.4%
N: ≦0.005%
Cr: 0.25〜1.0%
B: 0.002〜0.01%
である高強度鋼帯または鋼板。 - 更に、2.8×AN以上の量のTi〔ただしAN=N含有量(質量%)〕を含有することを特徴とする請求項1記載の鋼帯または鋼板。
- B含有量が0.002〜0.005質量%であることを特徴とする請求項1または2記載の鋼帯または鋼板。
- ホットストリップを冷間圧延して請求項1から3までのいずれか1項記載の鋼帯または鋼板を製造する方法において、
冷間圧延した鋼帯または鋼板を連続炉にて焼鈍温度750℃〜870℃で焼鈍し、焼鈍した鋼帯または鋼板を焼鈍温度から20℃/s〜100℃/sの冷却速度で冷却することを特徴とする方法。 - 薄肉ホットストリップを焼鈍して請求項1から3までのいずれか1項記載の鋼帯または鋼板を製造する方法において、
薄肉ホットストリップとしての鋼帯または鋼板を連続炉にて焼鈍温度750℃〜870℃で焼鈍し、焼鈍した鋼帯または鋼板を焼鈍温度から20℃/s〜100℃/sの冷却速度で冷却することを特徴とする方法。 - 前記の連続焼鈍および冷却した鋼帯または鋼板を過時効ゾーンに通すことを特徴とする請求項4または5記載の方法。
- 前記過時効ゾーンでの保持時間300s以下、処理温度300℃〜400℃とすることを特徴とする請求項4または5記載の方法。
- 鋼帯または鋼板に溶融めっき仕上げを施し、ここで、前記溶融めっき仕上げの間に、前記鋼帯または鋼板が過時効ゾーンを通過することを特徴とする請求項4または5記載の方法。
- 溶融めっき仕上げが溶融亜鉛めっきであり、そして、溶融亜鉛めっき及び過時効ゾーンの通過に要する処理時間が80s以下であり、処理温度が420℃〜480℃であることを特徴とする請求項8記載の方法。
- 溶融亜鉛めっき後に、溶融亜鉛めっき焼鈍を行なうことを特徴とする請求項8または9記載の方法。
- 鋼帯または鋼板を引き続いてドレッシングすることを特徴とする請求項4から10までのいずれか1項記載の方法。
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