JP5326709B2 - 低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
しかしながら、特許文献1、2に開示される技術を適用して製造される鋼板は、析出強化を過度に発現させており、その機構上どうしても降伏強度が上昇してしまう特性を持っているため、降伏比を下げることは難しい。
しかしながら、フェライトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織は降伏強度を低下させる効果は大きいものの不均質組織であるため著しく穴拡げ性が低いという欠点がある。
しかしながら、当該鋼板は、冷間圧延後に施される急速加熱と二相域焼鈍により得られるものであり、本発明の如く熱間圧延ままでその特性が得られるものではない。
C:0.02〜0.06%、
Si:0.01〜2%、
Mn:0.1〜2%、
P:0.1%以下、
S:0.03%以下、
Al:0.001〜1%、
N:0.01%以下、
Nb:0.005%以下、
Ti:0.25%以下、
且つ
Ti含有量を[Ti]、N含有量を[N]としたとき、
Ti*=[Ti]−(48/14)×[N]≧0.01、
C含有量を[C]としたとき、
[C]−(12/48)×[Ti*]≦0.025、
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板であって、上記鋼板中の抽出残渣法により測定したInsol.Ti量が総含有Ti量の3割以上7割以下であり、ミクロ組織がフェライト単相もしくはフェライト−ベイナイト組織であり、初析フェライトの体積分率が6割以上で、平均α粒径が2.5μm以上5μm以下であることを特徴とする低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。
B:0.0002〜0.002%、
を含有することを特徴とする前記(1)に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。
Cu:0.2〜1.2%、
Ni:0.1〜0.6%、
Mo:0.05〜1%、
V:0.02〜0.2%、
Cr:0.01〜1%、
のいずれか一種又は二種以上を含有することを特徴とする前記(1)又は(2)に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。
Ca:0.0005〜0.005%、
REM:0.0005〜0.02%、
のいずれか一種又は二種を含有することを特徴とする前記(1)ないし(3)のいずれか1項に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。
Cは、セメンタイトとして粗大に析出し穴拡げ性を劣化させるので少ないほど好ましいが、0.02%未満では精錬コストの増加を招く。一方、0.06%超では粗大なセメンタイトの析出を抑制するために多量のTiを添加しなければならないため合金コストの増加を招く。このため、Cの含有量は、0.02%以上0.06%以下の範囲に限定した。また、延性の向上を考慮すると、Cの含有量は、0.045%以下であることが望ましい。
Siは固溶強化元素である。ただし、2%超添加してもその効果は飽和する。また、Siはウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生を抑制する効果がある元素である。その効果を発揮するのは0.01%以上添加した場合である。このため、Si含有量は、0.01以上2%以下の範囲に限定した。
なお、Siは、その含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、穴広げ性向上に寄与する効果があるが、そのためには0.1%以上の添加が望ましい。さらに、Siはタイガーストライプ状のSiスケールを鋼板表面に発生させ鋼板表面の美観を著しく損ずる場合があるため、その抑制の観点からは0.9%以下が望ましい。
Mnは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素である。Mn含有量は、0.1%未満ではこの効果を得ることが出来ず、2%超添加してもこの効果が飽和する。このため、Mn含有量は、0.1%以上2%以下の範囲に限定した。また、Sによる熱間割れの発生を抑制するためにMn以外の元素が十分に添加されない場合には、Mn含有量([Mn])とS含有量([S])が質量%で[Mn]/[S]≧20となるMn量を添加することが望ましい。さらに、Mnは、その含有量の増加に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させる元素である。オーステナイト相でのTiの析出を促進するためには、Mn含有量が、0.5%未満では発揮しにくいので、Mnは、0.5%以上添加することが望ましい。
Pは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い靭性を低下させる元素である。このため、P含有量は、低いほど望ましく、0.1%超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、0.1%以下とする。特に、穴拡げ性や溶接性を考慮すると、P含有量は、0.02%以下であることが望ましい。
Sは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴拡げ性を劣化させるA系介在物を生成させる元素である。このためSの含有量は、極力低減させるべきであるが、0.03%以下ならば許容できる範囲であるので、0.03%以下とする。ただし、より良好な穴拡げ性を必要とする場合のS含有量は、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.003%以下が望ましい。
Alの含有量は、鋼板の製鋼工程における溶鋼脱酸のために0.001%以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を1%とする。また、Alをあまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ延性及び靭性を劣化させる場合があるので0.06%以下であることが望ましい。
Nは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、Ti等と結合して窒化物を形成する元素である。Nの含有量が0.01%超の場合、この窒化物は、比較的高温で析出するため粗大化しやすく、粗大化した窒化物がバーリング割れの起点となる恐れがある。また、この窒化物は、後述するようにTiを有効活用するためには少ない方が好ましい。従ってNの含有量は、その上限を0.01%とする。なお、時効劣化が問題となる部材に対して本発明を適用する場合、N含有量は、0.006%超添加すると時効劣化が激しくなるので0.006%以下であることが望ましい。さらに、製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提とする部材に対して本発明を適用する場合、N含有量は、時効劣化対策の観点から0.005%以下添加することが望ましい。また、夏季の高温環境下での放置、又は赤道を超えるような地域への船舶等による輸出を伴う環境下における使用を考慮すると、N含有量は、0.003%未満であることが望ましい。
Nbは、Nbは、細粒化効果がある。しかし、細粒化はホールペッチ則でも明らかなように降伏強度を上昇させるので、本発明においては好ましくない。従って、Nb含有量は、低いほど望ましいが、0.005%以下ならば許容できる範囲である。
Tiは、本発明において最も重要な元素の一つである。Tiはオーステナイト領域において比較的高温で熱的に安定な窒化物を形成する。従って、固溶CをTiの炭化物として固定するためには、Nと高温で熱的に安定な窒化物を形成した後にも一定量のTiを熱間圧延中にTi含有量を[Ti]、N含有量を[N]としたとき、固溶Ti(Ti*)として確保する必要がある。その下限値は、化学量論を考慮すると、原子量が48、Nの原子量が14であることから、
Ti*=[Ti]−(48/14)×[N]≧0.01、
である。
C*=[C]−(12/48)×[Ti*]≦0.025、
を満たすようなC添加量に抑えればオーステナイト化温度域でCがTiと結合して炭化物を生成し、穴拡げ値を劣化させない程度までセメンタイトの生成を抑制することができる。図3に上記Ti*(固溶Ti)とC*(固溶C)の関係において強度−穴拡げバランスが良好である本発明範囲を示す。
一方、0.25%超添加してもこれらの効果が飽和する。このため、Tiの含有量は0.25%以下に限定した。
ここで言うInsol.Ti量とは粗圧延後の粗バー搬送時、仕上げ圧延中もしくは仕上げ圧延後の冷却中のγ→α変態前のオーステナイト相で析出した0.1μm以上の粗大なTi炭窒化物の量であり、穴拡げ性にとって有害なセメンタイトの析出を抑制する一方でフェライト相に対して非整合で粗大な析出物であるため降伏強度の上昇には寄与しないが引張強度の向上に寄与する。
また、後者であればTiの析出強化により降伏強度が上昇し、部品への加工後のスプリングバックや壁そりが増加する。さらに望ましくは4割以上である。
ただし、本発明のミクロ組織は実質的にフェライト単相もしくはフェライト−ベイナイト組織である。特に540MPa超の強度グレードの高強度を実現するためには、ベイナイトの組織分率を後述する初析フェライトの望ましい分率を考慮しながら必要に応じて高める必要がある。
P×L≧0.0025
ここで、Pは以下のように記述される。(「鉄と鋼」1991 vol.77 No.9 p1450参照)
P=5.64×P0×V/H2
ただし、
P0(MPa):液圧力
V(リットル/min):ノズル流液量
H(cm):鋼板表面とノズル間の距離
また、流量Lは以下のように記述される。
L=V/(W×v)
ただし、
V(リットル/min):ノズル流液量
W(cm):ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
v(cm/min):通板速度
なお、衝突圧P×流量Lの上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、0.02以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延開始温度の下限は後述する圧延終了温度がAr3変態点温度以上を確保できれば特に定める必要はないが、通常の仕上げ圧延工程では仕上げ圧延開始温度が950℃未満であると、圧延速度を上昇させる等のいかなる手法を用いても、圧延終了温度がAr3変態点温度以上に保てない恐れがあるので、仕上げ圧延開始温度の下限は950℃であることが望ましい。
一方、仕上げ圧延終了温度が920℃超である場合は、析出させるべきTiの炭窒化物の析出が十分に進行しない恐れがあるばかりでなく、圧延終了後の冷却開始までにγ粒が成長粗大化し、延性を得るためのフェライトが析出可能な領域が減少してしまい、結果として延性が劣化する恐れがある。従って、仕上げ圧延工程における仕上げ圧延終了温度は、Ar3変態点温度以上920℃以下の温度域とする。
また、上限については特に限定しなくとも本発明の効果を奏するが、設備制約上1800mpm以下が現実的である。従って、仕上げ圧延工程において圧延速度の下限は、400mpm以上とする。圧延速度の上限は、1800mpm以下とすることが望ましい。
なお、Ar3変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、Siの含有量(%)を[Si]、Crの含有量(%)を[Cr]、Cuの含有量(%)を[Cu]、Moの含有量(%)を[Mo]、Niの含有量を[Ni]とすると、以下のように記述される。
Ar3=910−310×[C]+25×[Si]−80×[Mneq]
ただしBが添加されていない場合、[Mneq]は下記数式(A)によって示される。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]−0.02)・・・・・(A)
または、Bが添加されている場合、[Mneq]は下記数式(B)によって示される。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]−0.02)+1・・・・・(B)
仕上げ圧延工程終了後は、仕上げ圧延終了温度から700℃までの温度領域を以下に示す理由により冷却速度20℃/sec未満で冷却する。即ち、仕上げ圧延工程終了後から700℃までのオーステナイト単相温度、オーステナイト−フェライト二相温度域での相界面もしくはフェライト単相域にて析出させるべき粗大なTiの炭窒化物の析出を促進させる。
「初析フェライト分率」とは、KAM法でその6個のピクセル間の方位差の平均が1°以下のものの面積分率を、「平均α粒径」とは、EBSP法により測定された各ピクセルの方位差を15°であるものを粒としてその境を粒界としてマッピングした画像より、初析フェライトのみでなく、全てのミクロ組織の個数平均で得られた平均粒径を、「ミクロ組織」とは、鋼板板厚の1/4tにおけるミクロ組織を示す。「引張試験」結果は、C方向JIS5号試験片の結果を、「穴拡げ」結果は、JFS T 1001−1996記載の穴拡げ試験方法で得られた結果を示す。「2%BH」結果は、JIS Z 2201に記載の5号試験片を切出し、これら試験片に2%の引張予ひずみを付与した後、170℃×20分の塗装焼き付け工程相当の熱処理を施してから再度引張試験を実施した、上降伏点の上昇分として求められるBH量を示す。引張試験はJIS Z 2241の方法に従った。なお、表4における下線は、本発明の範囲外であることをいう。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.02〜0.06%、
Si:0.01〜2%、
Mn:0.1〜2%、
P:0.1%以下、
S:0.03%以下、
Al:0.001〜1%、
N:0.01%以下、
Nb:0.005%以下、
Ti:0.25%以下、
且つ
Ti含有量を[Ti]、N含有量を[N]としたとき、
Ti*=[Ti]−(48/14)×[N]≧0.01、
C含有量を[C]としたとき、
[C]−(12/48)×[Ti*]≦0.025、
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板であって、上記鋼板中の抽出残渣法により測定したInsol.Ti量が総含有Ti量の3割以上7割以下であり、ミクロ組織がフェライト単相もしくはフェライト−ベイナイト組織であり、初析フェライトの体積分率が6割以上で、平均α粒径が2.5μm以上5μm以下であることを特徴とする低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。 - さらに質量%で、
B:0.0002〜0.002%、
を含有することを特徴とする請求項1に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。 - さらに質量%で、
Cu:0.2〜1.2%、
Ni:0.1〜0.6%、
Mo:0.05〜1%、
V:0.02〜0.2%、
Cr:0.01〜1%、
のいずれか一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。 - さらに質量%で、
Ca:0.0005〜0.005%、
REM:0.0005〜0.02%、
のいずれか一種又は二種を含有することを特徴とする請求項1ないし請求項3のいずれか1項に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。 - 亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項1ないし請求項4のいずれか1項に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板。
- 請求項1ないし請求項4のいずれか1項に記載の成分を有する鋼片を熱間圧延する際に粗圧延を1100℃以下で終了し、その後の仕上げ圧延を400mpm以上の圧延速度で合計圧下率が85%以上となるように1080℃以下で開始し、Ar3変態点温度以上920℃以下の温度域で終了し、冷却開始から700℃までの温度域を20℃/sec未満の冷却速度で冷却し、巻き取り、鋼板中の抽出残渣法により測定したInsol.Ti量が総含有Ti量の3割以上7割以下であり、ミクロ組織がフェライト単相もしくはフェライト−ベイナイト組織であり、初析フェライトの体積分率が6割以上で、平均α粒径が2.5μm以上5μm以下とすることを特徴とする低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板の製造方法。
- 上記巻き取り後に得られた鋼板を酸洗し、その後に亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とする請求項6に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板の製造方法。
- 上記亜鉛めっき後に得られた鋼板を、合金化処理することを特徴とする請求項7に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板の製造方法。
- 上記巻き取り温度が150℃以下であることを特徴とする請求項6に記載の低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板の製造方法。
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