JP5679452B2 - 成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板 - Google Patents
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Description
質量%で、C:0.01%超、0.30%以下、Si:0.1%以上、2.0%以下、Mn:0.1%以上、2.5%以下を含み、V:0.01%以上、0.15%以下、Nb:0.02%以上、0.30%以下、Ti:0.01%以上、0.15%以下の1種又は2種以上を下記条件式(1)を満たすように含み、残部がFe及び不可避不純物からなり、フェライト分率が50%以上、95%以下、マルテンサイト+残留オーステナイトからなる硬質第2相分率が5%以上、50%以下の組織を有し、フェライト中に形成された析出物の平均粒径rが6nm以上であり、平均粒径rと下記式(2)で表される析出物分率fが下記条件式(3)を満たす強度−伸びバランスと疲労特性に優れた高強度熱延鋼板である。
C−12×(V/51+Nb/93+Ti/48)≧0.01 ・・・・(1)
f=(2.08Ti+1.69V+1.14Nb)/100 ・・・・(2)
r/f≦13000 ・・・・(3)
ここで、上記式(1)、(2)中の元素記号は当該元素の質量%を意味する。
質量%で(以下、化学成分について同じ。)、
C :0.05〜0.20%、
Si:2.0%以下、
Mn:1.0〜2.5%、
Al:0.001〜0.10%、
V :0.0005〜0.10%
を含み、さらに、
Ti:0.02〜0.20%、および/または、
Nb:0.02〜0.20%
を下記式1を満たすように含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全組織に対する面積率で(以下、組織について同じ。)、
フェライト:50〜90%、
ベイナイト:10〜50%、
マルテンサイト+残留オーステナイト:10%未満
である組織を有し、
前記フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が6nm未満であるとともに、
その析出炭化物を構成するV、TiおよびNbの合計含有量が0.02%以上である
ことを特徴とする、成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。
式1 C−12×(V/51+Ti/48+Nb/93)>0.03
ただし、式中の元素記号は当該元素の質量%を意味する。
前記ベイナイトの平均粒径が5μm超であることを特徴とするものである。
成分組成が、さらに、
Cu:0.01〜1.0%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上
を含むものである。
上述したとおり、本発明鋼板は、フェライト+ベイナイト鋼をベースとするものであるが、特に、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が、上記先行発明鋼板では6nm以上に制限されていたのに対し、本願発明鋼板では6nm未満に制限されている点で相違している。
フェライトが50%未満、または、ベイナイトが50%を超えると、ベイナイト同士が連結することにより伸びELが確保できず、一方、フェライトが90%を超え、または、ベイナイトが5%に満たないと、引張強度TSと伸びフランジ性λが確保できない。好ましくは、フェライト:60〜80%、ベイナイト:20〜40%である。
主相であるフェライトおよびベイナイト以外の組織としては、マルテンサイト+残留オーステナイト(MA)を10%未満とするのが望ましい。これはより硬質の組織の存在によって、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが低下するためである。
析出炭化物を微細化することにより、析出炭化物中のVCの固溶を促進することで、上記メカニズムによるHAZの疲労特性の確実かつ十分な改善を実現するためである。好ましくは、5nm以下である。
なお、先行発明鋼板ではこの値を6nm以上に規定することで、母材の疲労特性を改善することとしていたが、本発明鋼板では、母材の疲労強度の改善の度合いは犠牲にしつつも、HAZの疲労特性を改善することで、母材とHAZの疲労強度をともにバランス良く改善することができる。
析出強化に寄与している炭化物の合金元素の総量を規定したものである。析出強化の度合いは、f/r(ただし、f:析出炭化物分率、r:析出炭化物粒径)に比例するといわれているので、析出炭化物分率fに相当するこのパラメータを大きくすることで疲労強度が向上する。好ましくは、0.03%以上、さらに好ましくは0.05%以上である。
ベイナイトの平均粒径を5μm超に粗大化することが望ましく、これにより、母材の強度−伸び−伸びフランジ性のバランスは少し犠牲にしつつも、HAZについては、炭化物が析出していないベイナイト領域を大きくすることで、溶接時の加熱の際にオーステナイト粒を粗大化し、焼入れ性を高めることにより、フェライトや上部ベイナイトの形成を抑制し、疲労特性を改善する。より好ましくは、8μm以上である。
ここで、各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成するTi、NbおよびVの合計含有量、ならびに、ベイナイトの平均粒径の各測定方法について説明する。
C :0.05〜0.20%
Cは強化元素であり、C量が増加するとフェライトの面積率が低下する。0.05%未満では必要な強度が得られず、0.20%を超えるとベイナイトの面積率が大きくなり過ぎ、TS−EL−λバランスが確保できない。好ましくは、0.06〜0.15%である。
Siはフェライトの固溶強化元素としてTS−EL−λバランスの改善に寄与し、疲労特性改善にも寄与する。しかし、2.0%を超えるとフェライトが強化されすぎ、ELlが低下する。好ましくは0.5〜1.7%である。
Mnは脱酸元素として添加され、また固溶強化によりTS−EL−λバランスの改善に寄与する。しかし、1.0%未満であると脱酸が不十分となりTS−EL−λバランスが劣化し、2.0%を超えると焼き入れ性が高くなり過ぎフェライトの面積率が低下する。好ましくは1.2〜2.0%である。
Alは固溶強化によりTS−ELバランスを改善する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えると粒界偏析し粒界破壊を助長してTS−EL−λバランスを低下させる。
下記のTiおよびNbとともにフェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。また、HAZにおいて、溶接による加熱時に固溶してオーステナイト粒の微細化を抑制し、かつ、固溶C量および固溶V量を増加させることで、HAZの焼入れ性を向上させて強度を高め、HAZの疲労特性をも改善する。そのため、Vは必須の添加元素である。好ましくは0.002〜0.08%である。
Nb:0.02〜0.20%
TiとNbはVと同様、フェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。しかし、それぞれ下限値未満であると析出強化効果が不十分であり、上限値を超えて添加しても特性改善効果が得られない。TiとNbは、上記Vと異なり選択的な添加元素であり、いずれか一方、または、双方とも添加して用いる。好ましくはそれぞれ0.03〜0.15%である。
この式はV、Nb、Tiにより固定されないフリーC量を0.03%超残存させることを意味する。フリーCは必要なベイナイトの面積率の確保に寄与する。左辺の計算値(成分パラメータという。)は0.05%以上が好ましい。なお、式中の元素記号は当該元素の質量%を意味する。
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上
これらの元素は鋼の焼き入れ性を高めることにより、マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の組織の形成を抑制する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えるとフェライトが脆化し、TS−EL−λバランスを低下させる。より好ましくは、それぞれ0.1〜0.8%である。
本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を加熱した後、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。
熱間圧延前の加熱は、炭化物のうち最も溶体化温度の高いTiを固溶させるため、TiCの溶体化温度以上1300℃以下で行う。TiCの溶体化温度T(K)は、式:T=−9260/[log(C・Ti)−4.68](ここで式中のC、Tiはそれぞれの元素の鋼中の含有量(質量%)を示す。)で算出すればよい。この加熱によりオーステナイト単相とし、かつV、Ti、Nbをオーステナイトに固溶させる。加熱温度がTiCの溶体化温度未満では少なくともTiがオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、1300℃を超える温度は操業上困難である。加熱温度の好ましい下限は1100℃である。
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が880℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイナイトの粒径を大きくするため、900℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、1000℃とする。
上記仕上げ圧延終了後、5s以内に20℃/s以上の冷却速度(第1急冷速度)で急冷し、580℃以上670℃未満の温度(急冷停止温度)で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度(第1急冷速度)が20℃/s未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が580℃未満ではパーライト変態又はベイナイト変態が促進され、いずれも所定の相分率のフェライト−ベイナイト鋼を得るのが困難になり、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが低下する。一方、急冷停止温度が670℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、HAZの疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは600〜650℃、さらに好ましくは610〜640℃である。
上記急冷停止後、放冷または空冷により10℃/s以下の冷却速度(緩冷速度)で5〜20s緩冷する。これによりフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が10℃/sを超え、または、緩冷時間が5s未満では、フェライトの形成量が不足する。一方、緩冷時間が20sを超えると析出炭化物が粗大化し、HAZの疲労特性が確保できない。
上記緩冷後、再度20℃/s以上の冷却速度(第2急冷速度)で急冷し、300℃超450℃以下で巻き取る。残部をベイナイト主体の組織にすることで強度−伸び−伸びフランジ性のバランスを改善するためである。冷却速度(第2急冷速度)が20℃/s未満、または、巻取り温度が450℃超では、パーライトが形成され、一方300℃未満では、マルテンサイトや残留オーステナイトが多く形成され、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが低下する。
Claims (3)
- 質量%で(以下、化学成分について同じ。)、
C :0.05〜0.20%、
Si:2.0%以下、
Mn:1.0〜2.5%、
Al:0.001〜0.10%、
V :0.0005〜0.10%
を含み、さらに、
Ti:0.02〜0.20%、および/または、
Nb:0.02〜0.20%
を下記式1を満たすように含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全組織に対する面積率で(以下、組織について同じ。)、
フェライト:70〜90%、
ベイナイト:10〜30%、
マルテンサイト+残留オーステナイト:10%未満
である組織を有し、
前記フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が6nm未満であるとともに、
その析出炭化物を構成するV、TiおよびNbの合計含有量が0.02%以上である
ことを特徴とする、成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。
式1 C−12×(V/51+Ti/48+Nb/93)>0.03
ただし、式中の元素記号は当該元素の質量%を意味する。 - 前記ベイナイトの平均粒径が5μm超であることを特徴とする請求項1に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。
- 成分組成が、さらに、
Cu:0.01〜1.0%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上
を含むものである請求項1または2に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。
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