JP4815974B2 - 剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃) ・・・(1)
P=t×(T-A3+60) ・・・(2)
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を、Tは焼鈍温度(℃)を、tは焼鈍の均熱時間(s)を表す。
ここで、[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
C:0.05〜0.15%
Cは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.15%を超えると、マルテンサイト相が増加して鋼板が極端に高強度化し、その加工性が劣化するとともに、フェライト相が減少するためヤング率が低下する。したがって、C量は0.05〜0.15%、好ましくは0.05〜0.10%とする。
Siは、0.5%を超えて含有されると、鋼板の溶接性を劣化させたり、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面にファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si量は0.5%以下とする。なお、表面性状を重視する冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Si量は0.2%以下とすることが好ましい。
Mnは、本発明において重要な元素の1つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、焼鈍時の加熱過程において、Ac1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進して、均熱後の冷却過程において、ヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Mnは、均熱後の冷却過程においては、焼入れ性を高め、マルテンサイト相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与するばかりか、固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が2.5%を超えると、均熱後の冷却過程で、高ヤング率化に必要なフェライトの生成が著しく抑制されたり、マルテンサイト相が増加することで、鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のMnは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Mn量は1.5〜2.5%とする。
Pは、0.05%を超えて含有されると、粒界に偏析して鋼板の延性や靭性を低下させるとともに、溶接性を劣化させる。また、本発明の高強度冷延鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合には、Pは合金化速度を遅滞させる。したがって、P量は0.05%以下とする。なお、Pは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素としてオーステナイト中へのC濃化を促進する作用や、Siを添加した鋼において赤スケールの発生を抑制する作用も有する。そのため、P量は0.01%以上とすることが好ましい。
Sは、0.01%を超えて含有されると、熱間での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSとして析出し、穴広げ性などの延性を低下させる。したがって、S量は0.01%以下とする。なお、S量は少ないほど好ましいが、穴広げ性をより向上させる観点からは0.005%以下とすることがより好ましい。
Alは、フェライト安定化元素であり、Ac3変態点を大きく上昇させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を抑制することから、焼鈍温度を高くする必要があり、オーステナイト粒が粗大化し易くなってヤング率に有利な方位の発達を妨げる。したがって、Al量は0.5%以下とする。なお、Alは、鋼の脱酸元素として有用であるため、0.005%以上とすることが好ましい。
Nは、0.01%を超えて多量に含有されると熱間圧延中にスラブ割れを誘発し、鋼板に表面疵を発生させる恐れがある。したがって、N量は0.01%以下とする。
Nbは、本発明における最も重要な元素である。冷間圧延後の焼鈍時における加熱過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することで、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらにオーステナイト粒の粗大化を抑制し、均熱後の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Nbの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、Nb量は0.005%以上、好ましくは0.03%以上とする必要がある。一方、0.1%を超える多量のNbを添加すると、通常のスラブ再加熱時において、炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、熱間圧延時における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、冷間圧延後の焼鈍時における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることはできない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Nbの添加量が0.1%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb量は0.005〜0.1%、好ましくは0.03〜0.1%とする。
熱間圧延時に、Nb窒化物は、Nb炭化物に比べ、高温で析出するため粗大になり易い。このため、Nb窒化物は、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効果や、焼鈍時のフェライトの再結晶抑制効果が小さく、高ヤング率化に対する寄与は少ない。高ヤング率化には、NbはNb炭化物として析出させる必要があるので、[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たす必要がある。なお、ここで、[Nb]-(93.2/14)[N]は、窒化物として固定されていないNbの量である。
Tiは、微細な炭窒化物として析出し、強度上昇に寄与する。また、焼鈍時に加工フェライトの再結晶を抑制したり、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、高ヤング率化に寄与する。このような作用を有するためには、Ti量を0.01%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.2%を超えると、通常のスラブ再加熱時において、炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Tiの添加量が0.2%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ti量は0.01〜0.2%とする。また、TiはNbより窒化物を形成しやすいので、Tiが添加されている場合は、Tiにより固定されるN量を考慮する必要がある。そのため炭化物となるNbを0.005%以上にするためには、上記[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満足することに代えて、下記に示す[Nb*]が[Nb*]≧0.005を満するようにすればよい。
[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とする。
なお、ここで、[N*]は、Tiにより固定されるN量を全N量から差し引いたものである。
Vは、微細な炭窒化物として析出し、強度上昇に寄与する。このような作用を有するためには、V量を0.1%以上とする必要がある。一方、V量が0.5%を超えても強度上昇効果は小さく、合金コストの増加を招く。したがって、V量は0.1〜0.5%とする。
Crは、セメンタイトの生成を抑制して焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Cr量を0.05%以上とする必要がある。一方、Cr量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コストの増加を招く。したがって、Cr量は0.05〜0.5%とする。なお、本発明の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発するので、Cr量は0.3%未満とすることが好ましい。
Moは、界面の移動度を小さくすることにより焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような作用を得るためには、Mo量を0.05%以上とする必要がある。一方、Mo量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コスト増を招く。したがって、Mo量は0.05〜0.5%とする。
Bは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。こうした効果を得るためには、B量を0.0003%以上とする必要がある。一方、0.0015%を超えるB添加は、焼鈍時の冷却過程でフェライトの生成を著しく抑制し、ヤング率を低下させる。したがって、B量は0.0003〜0.0015%とする。
熱間圧延の仕上温度:Ar3変態点〜950℃
本発明においては、特許文献1に開示されているように、熱間圧延において集合組織を発達させることは特に必要ではない。仕上温度(仕上圧延終了直後の温度)を950℃以下とすることで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、熱間圧延後に微細なフェライト組織が得られ、冷間圧延および焼鈍により{112}<110>方位への集積を促進することができる。一方、仕上温度がAr3変態点を下回ると熱間圧延後の組織が加工組織を有し、冷間圧延、焼鈍により{112}<110>方位への集積が得られない。したがって、仕上温度はAr3変態点〜950℃とする。
巻取温度が500℃を下回ると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、その後の冷間圧延での変形が不均一になり、ヤング率に有利な方位への集積が妨げられ、その結果、焼鈍後もヤング率に有利な集合組織が発達せず、ヤング率が向上しない。そのため、巻取温度は500℃以上とする必要がある。なお、巻取温度が高すぎると、NbCが粗大化し、焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果やオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなるので、巻取温度は700℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延後の鋼板を冷間圧延することにより、ヤング率の向上に有効な{112}<110>方位への集積を高めることができる。冷間圧延により{112}<110>方位を発達させることで、その後の焼鈍時に{112}<110>方位を持つフェライト粒を増やし、ヤング率を高くすることができる。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧下率を50%以上とする必要がある。
加熱過程において、冷間圧延によって発達した{112}<110>方位をもつフェライトの再結晶を抑制し、加工フェライトからオーステナイトへ変態させる必要があるため、1℃/s以上の平均加熱速度が必要である。なお、ここで、加熱速度は室温から焼鈍温度までの平均である。一方、平均加熱速度が大き過ぎると板温の制御が困難になるため、平均加熱速度は30℃/s未満とすることが好ましい。
十分な量のフェライトをオーステナイトに変態させる必要があるため、焼鈍温度Tは、A3を上記の式(1)で定義した温度としたとき、(A3‐30)℃以上とする必要がある。一方、焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大になり、均熱後冷却時に再変態したフェライトが{112}<110>方位に集積しなくなる。このため、焼鈍温度は、(A3+30)℃以下とする必要がある。なお、上記の式(1)で定義したA3は、本発明者らが求めたAc3変態点の実験式である。
フェライトからオーステナイトへの変態を促進し、かつオーステナイト粒の粗大化を抑制する必要があるため、上記の焼鈍温度Tによって均熱時間tを変化させる必要がある。本発明者らは、焼鈍温度Tと均熱時間tとの関係について詳細に検討したところ、上記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPを導入し、焼鈍温度Tに応じて、この焼鈍パラメータPを900以上にするような均熱時間tとすればオーステナイト化を促進でき、18000以下にするような均熱時間tとすればオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、図1に示すように、焼鈍パラメータPが900〜18000の範囲で230GPa以上の高いヤング率が得られることを見出した。さらに、オーステナイト粒径を微細にすることでフェライト変態を促進させることができるので、焼鈍パラメータPを12000以下にするような均熱時間tとすることが好ましい。
均熱後、フェライト粒が生成する前に、オーステナイト粒が粗大化することを抑制するため、速やかにフェライト粒が生成する温度域まで冷却する必要がある。このため、焼鈍温度から750℃までを平均冷却速度を5℃/s以上とする必要がある。
加熱後の鋼板は、冷却過程において、{112}<110>方位をもつフェライトを十分に生成させるために、750〜550℃の温度域に20s以上滞留させる必要がある。一方、長時間滞留させると炭化物が生成してマルテンサイト相の生成が困難になり、強度が低下してしまうため、滞留時間は200s以下とすることが好ましい。なお、滞留時間は、上記温度域で冷却速度を変えたり、恒温保持して制御できる。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:0.5%以下、N:0.01%以下、Nb:0.005〜0.1%を含有し、かつ[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後、Ar3変態点〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取り後、酸洗し、50%以上の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、A3を下記の式(1)で定義した温度としたとき、(A3-30)〜(A3+30)℃の焼鈍温度Tまで1℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、下記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPが900〜18000になるような時間t(s)均熱後、前記焼鈍温度Tから750℃までを平均冷却速度5℃/s以上で冷却し、次に750℃から550℃までの滞留時間が100s以上となるように冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法;
A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃) ・・・(1)
P=t×(T-A3+60) ・・・(2)
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を、Tは焼鈍温度(℃)を、tは焼鈍の均熱時間(s)を表す。 - さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、V:0.1〜0.5%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有し、かつ上記[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005に代えて[Nb*]≧0.005を満たす鋼を用いることを特徴とする請求項1に記載の剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法;
ここで、[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 - さらに、質量%で、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.0015%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有した鋼を用いることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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