JP5214905B2 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
ホットプレス法は、熱間でプレス加工をするのでスプリングバックの発生量は極めて少なく、形状凍結性が良い。そして、ホットプレスの際の焼入れ効果で、非常に高い強度をもった部品を高精度で提供することができる。しかしながら、ホットプレス加工前に鋼板を加熱することが必要であり、また、ホットプレス後にスケールを落とす作業が必要である。従って、作業効率が非常に悪い方法である。さらに、金型が加熱した鋼板と接するため金型の寿命が短いことも欠点であり、これが製造コストを増加させることにもなる。
ホットプレス後の鋼板は伸び値が小さく、部材が変形を受けた際に僅かな変形でも破断することがあるので、衝撃吸収能力が小さいと評価されている。従って、ホットプレス部品を、自動車等の重要保安部品として使用することは非常に難しい。
高強度鋼板の延性を高めた鋼板として、フェライトとマルテンサイト組織からなる複合組織(Dual Phase)鋼板、フェライト、ベイナイトと残留オーステナイト組織からなるTRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼板とよばれているものがある。
複合組織鋼板は、フェライト中に硬質なマルテンサイトを微細に分散させるが、この硬質なマルテンサイトにより、変形時に大きな加工硬化を引き起こし、高い延性を鋼板にもたらすのである。
TRIP鋼板については特許文献1、2にその例が示されている。残留オーステナイトを含有するこの種の鋼板は、その量と変形に対する安定度に応じて、加工誘起変態に起因する極めて良好な延性と成形性を有する。
TRIP鋼板はさらに高い延性を示し、かつ高深絞り性を有するものである。そのため複雑な形状で高い加工性を必要とし、高い強度が要求される部材への適用が指向されている。
特許文献1のTRIP鋼板は、圧延終了後の冷却工程で、450〜650℃の温度範囲で4〜20秒保持し、オーステナイト中にフェライトを生成させた後、350℃以下まで冷却し、巻取る工程で製造する。
特許文献2では圧延終了後の冷却過程で、オーステナイト中にフェライトの生成を促進するため、Ar3〜Ar1での緩冷却を行うか、もしくは圧延完了温度をAr3点近傍とし、その後350〜500℃の範囲まで冷却し、巻取ることで製造する。
これらTRIP鋼板はフェライト母相中にマルテンサイトもしくは残留オーステナイト、ベイナイトが分散した組織を有し、優れた強度と伸び特性を有する。
しかし、スポット溶接性が確保可能なC≦0.20%では、引張強度で800MPa程度しか得られず、加工性が渇望される、さらに高い強度範囲の鋼板の製造が困難である。
圧延終了後、途中に緩冷却を行わず、連続的に500℃以下まで冷却する方法においても、圧延終了温度をAr3点近傍とすれば、微細なフェライトの生成促進が可能となるが、Ar3点近傍で圧延をした熱延鋼板の材質特性は、異方性が大きい問題がある。
遅れ破壊の原因である鋼板中に固溶した水素は、結晶構造に起因し、残留オーステナイト中に優先的にトラップされる。特に加工の影響を受け、加工誘起変態したマルテンサイトとフェライトの界面が最も危険なトラップサイトとされる。
残留オーステナイト粒が粗大であればあるほど、残留オーステナイト粒の体積に比べ、加工誘起変態したマルテンサイトとフェライトの界面の面積比が減少し、トラップされる水素濃度が高濃度化し、遅れ破壊の危険性が高まる。さらにマルテンサイトと残留オーステナイトが隣接した状態(MA)で共存していれば、破壊の伝播が促進され、さらに危険性が高まるとされる。
特許文献3に記載した高強度鋼板は、この残留オーステナイト量を制約することにより、耐遅れ破壊性を向上させたものである。しかし、高い強度を有しつつ、優れた加工性を得るためには、残留オーステナイトの活用は有効であり、その制約を設けずとも、遅れ破壊に対して無害化することが望ましい。
このことにより多量の残留オーステナイトによる加工誘起塑性を利用した高延性鋼であるにもかかわらず、優れた耐遅れ破壊性を得ることが出来るのである。
また、旧オーステナイト粒のアスペクト比を2.0以下にする(図3)ことにより、圧延方向及び圧延直角方向に引張った材質の異方性が低減出来、さらなる加工性の向上が図れるのである。(図4)
C:0.13〜0.21、Si:0.5〜2.0、Mn:0.2〜1.0
Cr:1.0〜4.0、Ni:0.02〜1.0、 Mo:0.05〜0.4
P:〜0.010、 S:〜0.003、N:0.005〜0.015
(各重量%)を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成とするのがよい。
こうした適切な種類と量の化学成分を含むこととすれば、上記の組織を有していて望ましい機械的性質を発揮する高強度鋼板とすることが容易である。
合金元素は熱間圧延後の冷却およびその後の巻き取り過程で本発明の望ましい鋼板組織を得るため、ベイナイト変態に大きく影響するCrやSiを主要元素とする。これらの元素量を調節することでベイナイト変態を促進させ、マルテンサイトの形成量を抑制して、目的とする強度に制御することが可能なのである。
なお、各成分の作用については後述する。
そのような鋼板は、上述の組織を有していて高い強度と良い伸び特性とを兼ね備えるものだからである。
1) C:0.13〜0.21、Si:0.5〜2.0、Mn:0.2〜1.0
Cr:1.0〜4.0、Ni:0.02〜1.0、 Mo:0.05〜0.4
P:〜0.010、 S:〜0.003、N:0.005〜0.015
(各重量%)を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成となるスラブ(圧延素材)を、
2)加熱炉抽出温度1250℃以上、粗圧延機出側温度を1030℃以上で、粗最終3パスの各々の圧下率が30%以上とする粗圧延を行い、
3)仕上圧延機出側温度950℃以上、仕上前段圧延機1〜3圧延機〈6台圧延機の場合。7台圧延機の場合は1〜4圧延機〉の1台当りの圧下率40%以上、仕上後段3圧延機の圧下の累積歪は0.5以上である仕上圧延を行い、
4)仕上圧延後2秒〜6秒の空冷をしたのちに水冷冷却し、巻き取り温度550℃〜650℃とする。
また、Siの添加により炭化物の析出を制御し、さらに均一なベイナイト組織を得ることにより炭素濃度0.8%以上のオーステナイトを多量に残留させることが可能になる。このことにより高強度で加工性が良い優れた鋼板を得ることが出来るのである。(図11)
熱間圧延仕上げ温度を950℃以上の高温にすることにより、旧オーステナイト粒のアスペクト比を2.0以下にすることもできる。(図3)
または、圧延中の圧延材と圧延ロールとのスリップ発生防止の為、仕上最終圧延機より1〜3圧延機の作業ロールに特殊ハイグリップロールを使用するとよい。
発明者らの製造試験によると、後述のように、こうした条件によって円滑に、上述の高強度鋼板を得ることができた。
鋼板の成分系として、
C:0.13〜0.21、Si:0.5〜2.0、Mn:0.2〜1.0
Cr:1.0〜4.0、Ni:0.02〜1.0、 Mo:0.05〜0.4
P:〜0.010、 S:〜0.003、N:0.005〜0.015
(各重量%)を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成とするものである。
なお、ここで述べる薄鋼板とは、板厚が1.0mmから3.0mmの鋼板のことである。製造する鋼板は、主として自動車、家電製品、電子機器製品等の高い加工性と強度が必要な部品に使用することが出来る。その他、鋼管用の素材として適用が可能である。
炭素(C)としては、0.13〜0.21%の範囲の量が必要である。
Cは残留オーステナイトを安定化させるために最も重要な元素で、0.13%未満では十分安定度が得られないので、0.13%以上のC量が必要である。一方、C量が0.21%以上になると、溶接部が硬化しすぎて溶接部から破断しやすくなる。これは、薄鋼板にとっては使用上の制約になるので、C量に上限を設けた。そして、0.13〜0.21%のC量であれば、本発明の主旨にそった複合組織が得られることを見出したものである。
Cr量が1.0%未満になると、フェライト量が多くなり高い鋼板強度が得られないので、Cr量は1.0%以上とする。Cr量が4.0%を超えると、マルテンサイトが生成しやすくなり鋼板強度が極めて高くなるとともに耐遅れ破壊性も劣化するので、その上限を4.0%とした。
高い強度を得るためにはMnを多量に添加することが好まれるが、余り高くし過ぎるとマルテンサイトが生成しやすくなり、本発明の目的とする組織が得られない。そこでMn量の上限を1.0%とする。
図1は、この発明の実施形態の製造プロセスにおける熱間圧延での温度履歴の概念と旧オーステナイト粒径を示すもので、横軸は時間経過、縦軸は温度である。
熱間圧延を施すにあたっては、加熱炉抽出温度を1250℃以上とした。これは仕上後面温度950℃確保を最優先とし、その為に加熱炉でオーステナイト粒が大きくなってもやむをえないとした。但し圧延工程でオーステナイト粒を小さくする。その為に、仕上圧延機前に、極力旧オーステナイトを細粒化する必要がある。そこで粗圧延において、粗圧延機出側温度を1030℃以上で、粗最終3パスの各々の圧下率が30%以上にすることにより、結晶粒を35μm以下とする。図2は仕上げ前クロップシャーでカットした粗圧延後の旧オーステナイト粒径を示す。
図3は、SEM組織観察による本発明鋼の旧オーステナイト粒の観察結果である。旧オーステナイト粒の平均粒径は9.3μmで均一な整粒組織を呈していて、その長軸/短軸の平均アスペクト比は1.7である。
ここで「歪み」とは、各スタンド(各段、または粗圧延時の各パス)の入側での鋼板の厚さh0と出側での厚さh1の差を両者の平均厚さで除した
ε=(h0−h1)/{(h0+h1)/2}
をいい、「累積歪み」とは、後段3スタンドの各段(各パス)での歪みを金属組織に対する影響の強さを考慮して加重積算したもので、最終段(最終パス)とその前段(前パス)・前々段(前々パス)での歪みをそれぞれεn、εn-1、εn-2とするとき、
εC=εn+εn-1/2+εn-2/4
で表されるεCをいうものとする。
なお、今回適用のシミュレーションモデルは、柳本、森本らの「鉄と鋼」Vol.88(2002)No.11をベースとして、数式の係数は今回用に再構築したものである。
いずれもベイナイト基地で、a)はマルテンサイトが多い組織、b)はマルテンサイトが少なく微細な組織、c)はフェライトを含む組織の写真を示す。b)が本発明の組織である。
これらの熱間圧延の制御で残留オーステナイトが微細かつ均一に分散したベイナイト組織を得るのである。
これに依り、噛み込み不良が激減した(発生率0)。仕上前段圧延機より仕上最終圧延機前圧延機迄の圧下設定量を予定設定量の10%以内を加算した設定とする。そしてその圧下設定時間は板トップ部の圧延機噛み込みから2秒以内とする。
最終板厚2mm以下でTS>1000MPaクラスの材料を高温、高圧下率圧延すると、最終圧延機とその前圧延機でスリップが発生し易くなる。「現象としては圧延中に突然金属音が発し、スリップ発生時の圧延機の圧延荷重が急激に50%近くにも落ちる、圧延ロールが空転し、圧延板が前進しなくなる。この時の圧延ロールを圧延機より引き抜きロール粗度を測定すると、ロール粗度Raで0.1μm以下となり圧延材とロールがスリップしやすい状況となった。そこで、この対策として、特殊ハイグリップロールを使用した。この結果スリップ事故は皆無となった。このロールは微小炭化物(1μm以下)をロール表面全体に均一分散させて、その炭化物を一種のスパイクにしてそれを硬い基地でささえる。また微小炭化物がなくなっても、その下から次の微小酸化物が出てきて安定した高摩擦係数が維持出来、スリップ発生はなくなる。図10に示した通り、圧延による摩擦係数の変化は一般ロールと比較して安定した摩擦係数(0.3)を維持している。
本発明は、以上の知見に基づき開発されたものである。
表1に示す化学成分を有する溶鋼を、連続鋳造法もしくは鍛造法によりスラブ(圧延素材)とした。続いてこれらのスラブを再加熱し、熱間圧延を行い、熱延鋼板とした。表2に熱間圧延条件とその材料特性を示す。
比較例の鋼種EはSiが低く本発明の範囲から外れたものである。
鋼種F、GはCが低く本発明範囲から外れたもので、鋼種IはCが高く本発明範囲から外れたものである。鋼種HはCrが高く本発明範囲から外れたものである。
No.1はSiが0.51%である鋼種Aを用いて熱間圧延巻き取り温度を655℃としたものである。この場合TS×ELはきわめて良好であるが引張強さが778MPaときわめて低い。
No.2は鋼種Aを用いて熱間圧延巻き取り温度を630℃としたものである。引張強さは1200MPa以上あり、伸びも13%以上あり良好である。
No.3はSiが1.00%である鋼種Bを用いて熱間圧延巻き取り温度を595℃としたものである。強度および伸びともに良好であり、No.2よりもなお強度および伸びともに向上している。
No.4およびNo.5は熱間圧延の圧下率を満足しておらず、強度・伸びは満足しているが遅れ破壊が発生している。
No.6はSiが1.44%である鋼種Cを用いて熱間圧延巻き取り温度を610℃としたものである。強度および伸びともに良好であり、No.3よりもなお強度および伸びともに向上している。
No.8はSiが低い鋼種Eを用いたもので、強度が低く、強度・延性バランスも悪い。
No.9,No.10はCが低い鋼種F,Gを用いたもので、強度が低く、強度・延性バランスも悪い。
No.11,No.12はCが高い鋼種H,Iを用いたもので、強度は高く、強度・延性バランスもよいが、スポット溶接性および遅れ破壊特性が悪い。
マルテンサイトの体積率は、鋼板の圧延方向断面を研磨後、4%ピクリン酸アルコールと2%ピロ硫酸ナトリウムを1対1に混合した液でエッチングし、板厚方向1/4の位置を光学顕微鏡により観察し、画像解析処理により白色にエッチングされたマルテンサイトを測定して求めた。
残留オーステナイトの測定はCuのKα線を用いてX線回折法により求めた。板厚1/2t部位で表面電解研磨仕上げ後、オーステナイト相の(200),(220)および(311)面とフェライト相の(200),(211)面の積分強度を測定し、それぞれの組合わせから算出される残留オーステナイト体積率の平均値を用いた。
引張り特性(引張り強さTS、伸び値EL)はJIS5号試験片形状にて引張試験し測定した。
遅れ破壊性は、8%余歪を負荷した引張試験片稼動部の中央部に、φ10mmのパンチ穴をクリアランス12.2%であけた後、1規定の塩酸に浸漬後経過観察し確認した。
例えば自動車のセンターピラーのように、ドアの支持とともに衝突時の変形防止等に必要な引張り強度が求められる他、プレス成形等のため曲げ、絞り加工性、関連機器の取付け穴を形成するための穴拡げ加工性、さらには他の車体部品と接合するための溶接性などに高いレベルが要求される部材として、極めて好ましい鋼板といえる。
Claims (7)
- 質量%での含有量として、C:0.13〜0.21、Si:0.5〜2.0、Mn:0.2〜1.0、Cr:1.0〜4.0、Ni:0.02〜1.0、 Mo:0.05〜0.4、P:〜0.010、 S:〜0.003、N:0.005〜0.015を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有し、
残留オーステナイト粒が1μm以下の大きさであり10μm平方に7個以上分散されており、残留オーステナイト組織の体積率が5%以上20%以下で、マルテンサイト組織の体積率が0%以上10%以下で、残部がベイナイト組織であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 旧オーステナイト粒径が10μm以下で、その平均アスペクト比が2.0以下であることを特徴とする請求項1に記載の高強度熱延鋼板。
- 板厚が1.0〜3.0mmで、引張強さが1200MPa以上である請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。
- 質量%での含有量として、C:0.13〜0.21、Si:0.5〜2.0、Mn:0.2〜1.0、Cr:1.0〜4.0、Ni:0.02〜1.0、 Mo:0.05〜0.4、P:〜0.010、 S:〜0.003、N:0.005〜0.015を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成となる鋼材を、
加熱炉抽出温度が1250℃以上、粗圧延機出側温度が1030℃以上、粗最終3パスの各々の圧下率が30%以上となる条件で粗圧延し、
仕上圧延機の出側温度が950℃以上、仕上前段での1台当りの圧下率が40%以上、仕上後段3圧延機での圧下の累積歪が0.5以上となる条件で仕上圧延し、
仕上圧延後は2秒〜6秒の空冷をしたのちに水冷冷却し、巻き取り温度を550〜650℃とする
ことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 - 質量%での含有量として、C:0.13〜0.21、Si:0.5〜2.0、Mn:0.2〜1.0、Cr:1.0〜4.0、Ni:0.02〜1.0、 Mo:0.05〜0.4、P:〜0.010、 S:〜0.003、N:0.005〜0.015を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成となる鋼材を、
加熱炉抽出温度が1250℃以上、粗圧延機出側温度が1030℃以上となる条件で粗圧延し、
仕上圧延機の出側温度が950℃以上、仕上後段3圧延機での圧下の累積歪が0.5以上となる条件で仕上圧延し、
仕上圧延後は水冷冷却し、巻き取り温度を550〜650℃とする
ことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 - 仕上圧延の際、圧延材最トップ部の圧下量を、最終段以外の圧延機のいずれか1以上において予定圧下量より多くし、その圧下量はその圧延機の予定圧下量の10%以下にし、その圧延長さは圧延材最トップ部の噛み込みより5m以内としてその後に予定圧下量に戻すことを特徴とする請求項4または5に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 最終圧延機を含む仕上後段圧延機の作業ロールに、微小炭化物を表面に分散したハイグリップロールを使用することを特徴とする請求項4〜6のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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