JP6044741B1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]質量%で、C:0.16〜0.30%、Si:1.2〜2.2%、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.10%以下、N:0.007%以下を含有し、さらにTiおよびNbの少なくともいずれかを含有し、Ti+Nbが0.04〜0.15%であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
平均結晶粒径が3μm以下のフェライトを体積分率で45〜65%、平均結晶粒径が2μm以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で35〜55%、かつ、平均結晶粒径が5μm以下の未再結晶フェライトを体積分率で5%以下(0%も含む)含む複合組織を有する高強度冷延鋼板。
[2]前記成分組成として、さらに、質量%で、B:0.010%以下を含有する前記[1]に記載の高強度冷延鋼板。
[3]前記成分組成として、さらに、質量%で、V:0.50%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Ca:0.0050%以下、REM:0.0050%以下から選択される一種以上を含有する前記[1]または[2]に記載の高強度冷延鋼板。
[4]前記[1]〜[3]のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、
鋼スラブを、
仕上げ圧延の終了温度:850〜950℃で熱間圧延して熱延鋼板となし、
前記熱間圧延終了後1秒以内に前記熱延鋼板に対し冷却を開始し、
1次冷却として80℃/s以上の第1平均冷却速度で600〜700℃の1次冷却停止温度まで冷却し、
2次冷却として5℃/s以上の第2平均冷却速度で620℃以下の2次冷却停止温度まで冷却した後に、
前記熱延鋼板を巻取り、
次いで冷間圧延し、冷延鋼板となし、
前記冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、
250〜350℃まで加熱した後、
5〜25℃/sの第1平均加熱速度で660℃まで加熱し、
その後に10℃/s以下の第2平均加熱速度で680〜750℃まで加熱し、
第1均熱温度として680〜750℃の温度で180秒以上保持した後、
3次冷却として1℃/s以上の第3平均冷却速度で650〜720℃の3次冷却停止温度まで冷却した後に、
4次冷却として100〜1000℃/sの第4平均冷却速度で100℃以下の4次冷却停止温度まで冷却し、
次いで第2均熱温度として100〜250℃の温度で120〜1800秒保持する高強度冷延鋼板の製造方法。
Cは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明における焼戻しマルテンサイトの生成に関しても寄与し、さらに焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。C含有量が0.16%未満では、焼戻しマルテンサイトの体積分率を35%以上にすることが難しいため、引張強さ(TS)を1150MPa以上にすることが困難である。そのため、C含有量は0.16%以上とする。好ましくは、C含有量は0.20%以上である。一方、Cを0.30%超えで含有すると、焼戻しマルテンサイトの体積分率および硬度が高くなり、十分な伸びおよび耐遅れ破壊特性が得られない。そのため、C含有量は0.30%以下とする。好ましくは、C含有量は0.26%以下である。
Siはフェライトを固溶強化する。Si含有量が1.2%未満であると、フェライトの体積分率を45〜65%に確保しつつ、引張強さ(TS)を1150MPaにすることができなくなる。そのため、Si含有量は1.2%以上にする。好ましくは、Si含有量は1.3%以上である。一方、Siを2.2%超えで含有すると、熱間圧延時にフェライトとオーステナイトの混在領域で圧延してしまうため、結晶粒径が粗大化し、十分な伸びが得られない。そのため、Si含有量は2.2%以下とする。好ましくは、Si含有量は2.0%以下である。
Mnは、固溶強化しつつ、第2相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素である。また、Mnはオーステナイトを安定化させる元素である。Mn含有量が1.5%未満であると、焼鈍時にオーステナイトの体積分率を所望のものとして、焼戻しマルテンサイトの体積分率を35%以上に制御できなくなる。そのため、Mn含有量は1.5%以上にする。一方、Mnを2.5%超えで含有すると、焼戻しマルテンサイトの体積分率が55%超えになり、伸びが低下することに加え、水素が鋼板内に浸入した場合は、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため、耐遅れ破壊特性が低下してしまう。そのため、Mn含有量は2.5%以下とする。好ましくは、Mn含有量は2.3%以下である。
Pは固溶強化により高強度化に寄与するが、Pを0.05%超えで含有すると、Pの粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化し、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、P含有量は0.05%以下とする。好ましくは、P含有量は0.04%以下である。
Sを0.005%超えで含有すると、MnSなどの硫化物が多く生成し、遅れ破壊のき裂起点となり、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、S含有量は0.005%以下とする。好ましくは、S含有量は0.004%以下である。一方、特に下限は無いが、S含有量を0.0002%未満にする極低S化は製鋼コストが上昇する。そのため、好ましくは、S含有量は0.0002%以上である。
Alは脱酸に必要な元素であるが、Alを0.10%超えで含有しても、この脱酸効果は飽和する。そのため、Al含有量は0.10%以下とする。好ましくは、Al含有量は0.08%以下である。一方、この脱酸効果を得るために、Al含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Nは粗大な窒化物を形成し、遅れ破壊のき裂近傍の起点となり、耐遅れ破壊特性を劣化させることから、N含有量は抑える必要がある。N含有量が0.007%超えで、所望の耐遅れ破壊特性が得られなくなる。そのため、N含有量は0.007%以下とする。好ましくは、N含有量は0.005%以下である。
Tiは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素である。また、Tiは、それぞれ焼鈍加熱中にTiCとして析出し、鋼板の再結晶温度を上昇させて、焼鈍中に未再結晶の加工フェライトからオーステナイトが生成することにより、鋼組織を顕著に微細化する。しかし、Ti含有量が0.04%未満ではこの効果が小さいばかりか、組織の不均一化を招いて引張強さと伸びの積である引張強さ(TS)と伸び(El)のバランスが劣化する。さらに水素のトラップサイトとしての機能も十分でないため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、TiおよびNbの少なくともいずれか一方は含有するようにし、Tiを含有する場合には、Ti含有量は、0.04%以上とする。一方、Ti含有量が0.15%を超えると、微細化の効果が飽和するばかりか、微細化にも強度上昇にも寄与しない粗大な炭化物がスラブ加熱後も残存するため、引張強さと伸びの積である引張強さ(TS)と伸び(El)のバランスが劣化する。そのため、TiおよびNbの少なくともいずれか一方は含有するようにし、Tiを含有する場合には、Ti含有量は0.15%以下とする。
Bは焼入れ性を向上させ、第2相を生成しやすくすることで高強度化に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Bを0.0003%以上含有させることが好ましい。一方、Bを0.010%超えで含有しても、その効果が飽和するため、Bを含有させる場合には、B含有量は0.010%以下とすることが好ましい。より好ましくは、B含有量は0.005%以下である。
Vは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Vを0.01%以上含有させることが好ましい。一方、多量のVを含有させても、0.50%を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまうため、Vを含有させる場合には、V含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Crは、第2相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Crを0.10%以上含有させることが好ましい。一方、Crを0.50%超えで含有させると、過剰に焼戻しマルテンサイトが生成するため、Crを含有させる場合には、Cr含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Moは、第2相を生成しやすくすることで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Moを0.05%以上含有させることが好ましい。一方、Moを0.50%超えで含有させても、その効果が飽和する。そのため、Moを含有させる場合には、Mo含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Cuは、固溶強化により高強度化に寄与し、また、第2相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Cuを0.05%以上含有させることが好ましい。一方、Cuを0.50%超えで含有させても、その効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Cuを含有させる場合には、Cu含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
NiもCuと同様、固溶強化により高強度化に寄与し、また、第2相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Niを0.05%以上含有させることが好ましい。また、Cuと同時にNiを含有させると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があり、Cu添加時に有効である。一方、Niを0.50%超えで含有させても、その効果が飽和するため、Niを含有させる場合には、Ni含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Caは、硫化物の形状を球状化し、伸びへの硫化物の悪影響の改善に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Caを0.0005%以上含有させることが好ましい。一方、Caを0.0050%超えで含有させると、その硫化物が曲げ性を劣化させる。そのため、Caを含有させる場合には、Ca含有量は0.0050%以下とすることが好ましい。
REMもCaと同様に、硫化物の形状を球状化し、伸びへの硫化物の悪影響の改善に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、REMを0.0005%以上含有させることが好ましい。一方、REMを0.0050%超えで含有させても、その効果が飽和する。そのため、REMを含有させる場合には、REM含有量は0.0050%以下とすることが好ましい。
熱間圧延工程では、上記成分組成(化学成分)を有する鋳造後の鋼スラブを、再加熱することなく1150〜1300℃で熱間圧延を開始するか、もしくは1150〜1300℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することができる。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
熱間圧延では、まず鋼スラブを粗圧延することができる。熱間圧延開始温度は、1150℃よりも低くなると圧延負荷が増大し生産性が低下する場合がある。一方、熱間圧延開始温度は、1300℃より高い場合は加熱コストが増大する場合がある。そのため、熱間圧延開始温度は、1150〜1300℃とすることが好ましい。
熱間圧延では、鋼スラブを、粗圧延した後、仕上げ圧延し、熱延鋼板を得ることができる。熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びを向上させる。仕上げ圧延の終了温度が850℃未満であると、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了することができなくなる。一方、仕上げ圧延の終了温度が950℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後に十分な特性が得られなくなる。そのため、仕上げ圧延の終了温度は850〜950℃とする。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、熱延鋼板に対し、上記の仕上げ圧延の終了後1秒以内に冷却を開始し、まず、1次冷却として80℃/s以上の第1平均冷却速度で600〜700℃まで冷却する。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、熱延鋼板に対し、上記の1次冷却の後、2次冷却として5℃/s以上の第2平均冷却速度で620℃以下の2次冷却停止温度まで冷却する。この2次冷却において、第2平均冷却速度:5℃/s未満および/または2次冷却停止温度:620℃超の冷却では、鋼板内に析出するTiCおよび/またはNbCが粗大化し、焼鈍時の結晶粒の微細化に寄与しなくなるため、鋼板の伸びが低下する。そのため、2次冷却では、5℃/s以上の第2平均冷却速度で620℃以下の2次冷却停止温度まで冷却する。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の2次冷却の後に、熱延鋼板の巻取りを行う。巻取り温度が620℃超では、鋼板内に析出するTiCおよび/またはNbCが粗大化し、焼鈍時の結晶粒微細化に寄与しない場合がある。そのため、巻取り温度の上限は620℃とすることが好ましい。より好ましくは、巻取り温度は600℃以下である。巻取り温度の下限も特に限定されないが、巻取り温度が400℃未満になると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、400℃以上とすることが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の熱間圧延工程後、熱延鋼板に酸洗を実施することができる。酸洗により、熱延鋼板表層のスケールを除去することが好ましい。酸洗方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の酸洗後、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延を行い、冷延鋼板を得る。冷間圧延方法は特に限定されず、常法で実施すればよい。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の冷間圧延後、冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍工程においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織にフェライト、焼戻しマルテンサイトを形成させる必要がある。そのために、焼鈍工程では250〜350℃まで加熱した後、5〜25℃/sの第1平均加熱速度の範囲で660℃まで加熱し、その後に10℃/s以下の第2平均加熱速度で680〜750℃の温度域まで加熱し、第1均熱温度として680〜750℃の温度で180秒以上保持した後、3次冷却として1℃/s以上の第3平均冷却速度で650〜700℃の3次冷却停止温度まで冷却したのち、4次冷却として100〜1000℃/sの第4平均冷却速度で100℃以下の4次冷却停止温度まで冷却し、次いで第2均熱温度として100〜250℃の温度で120〜1800秒保持する。
焼鈍による再結晶が開始する250〜350℃の温度までの加熱方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。なお、ここでの加熱は、室温(0〜35℃)から開始することができる。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法の焼鈍工程においては、上記の加熱後、660℃までの第1平均加熱速度を制御する。これにより、2相域に加熱される前まで、再結晶のフェライトの核を生成させ、かつ再結晶のフェライトの核の生成を、核の粗大化よりも早めて、粒を成長させて、焼鈍後の結晶粒を微細化することが可能である。第1平均加熱速度を25℃/s超えにして加熱すると、再結晶が進行しにくくなり、最終的な鋼板組織に未再結晶フェライトが過剰に残り、伸びが不足する。そのため、第1平均加熱速度の上限は25℃/sとする。また、第1平均加熱速度を5℃/s未満にして加熱すると、フェライトが粗大化して所定の平均結晶粒径が得られない。そのため、第1平均加熱速度は、5℃/s以上とする。好ましくは、第1平均加熱速度は7℃/s以上である。
660℃までは微細なフェライトが生成し、Ac1点以上となった温度で、すなわち、2相域となる温度で、オーステナイトの核生成がはじまる。660℃までの加熱後は、再結晶化を所望の範囲で終了させるように、第1均熱温度(680〜750℃)までの第2平均加熱速度を10℃/s以下とする。第2平均加熱速度が10℃/s超えでは、オーステナイトの核生成が優先的となり、最終的な鋼板組織に未再結晶フェライトが過剰に残り、延性が不足するため、第2平均加熱速度の上限は10℃/sとする。第2平均加熱速度の下限は特に制限されないが、0.5℃/s未満ではフェライトが粗大化する懸念がある。そのため、第2平均加熱速度は0.5℃/s以上とすることが好ましい。
第1均熱温度はフェライトとオーステナイトの2相域の温度域である。680℃未満では2相域まで到達せず、1150MPa以上の引張強さ(TS)を得られない。そのため、第1均熱温度の下限は680℃とする。第1均熱温度が750℃超えであると、焼戻しマルテンサイトの体積分率が高くなり、焼戻しマルテンサイトが連結する。そのため、第1均熱温度は750℃以下とする。
上記の第1均熱温度:680〜750℃において、再結晶の進行および一部のオーステナイト変態をさせるため、保持時間は180秒以上必要である。第1均熱温度での保持時間が180秒未満では、未再結晶フェライトが多くなり、伸びが低下する。第1均熱温度での保持時間の上限は特に限定されないが、第1均熱温度での保持によるエネルギー消費を抑制するため、3600秒とすることが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の第1均熱温度での保持後に行われる3次冷却での3次冷却停止温度が650℃未満および/または第3平均冷却速度が1℃/s未満では、フェライトの体積分率が増加し、パーライトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率を得られない。一方、3次冷却停止温度が720℃超えであると、フェライトの体積分率が減少し、十分な伸びが得られない。そのため、この3次冷却としては、1℃/s以上の第3平均冷却速度で650〜720℃の3次冷却停止温度まで冷却する。また、上記の第3平均冷却速度は、CおよびMnをオーステナイト中に十分濃化させることができるように、100℃/s以下であることが好ましい。3次冷却停止温度は、好ましくは720℃以下である。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の3次冷却後に行われる4次冷却において、第4平均冷却速度を100℃/s未満にして冷却すると、ベイナイトおよび残留オーステナイトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率が得られない。一方、第4平均冷却速度が1000℃/sより大きくなると、冷却による鋼板の収縮割れが生じるおそれがある。また、4次冷却停止温度が100℃超えであると、十分にマルテンサイト変態しないため、引張強さ(TS)が不足する。そのため、この4次冷却としては、100〜1000℃/sの第4平均冷却速度で100℃以下の4次冷却停止温度まで冷却する。なお、4次冷却としては、水焼入れを行うことが好ましい。
上記の4次冷却後、冷延鋼板に焼戻し処理を行う。この焼戻し処理は、高靭性の焼戻しマルテンサイトを得て、置き割れなどを防止するために行う。焼戻し温度が100℃未満では、焼戻しマルテンサイトの靭性が不十分で置き割れの可能性がある。一方、焼戻し温度が250℃を超えると、再加熱のためのコスト増につながるだけでなく、引張強さ(TS)の低下を招き、所望の効果を得ることができない場合がある。よって、マルテンサイトを焼戻すため、焼戻し温度(以下では、第2均熱温度とも記す。)は100〜250℃とする。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.16〜0.30%、Si:1.2〜2.2%、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.10%以下、N:0.007%以下を含有し、さらにTiおよびNbの少なくともいずれかを含有し、Ti+Nbが0.04〜0.15%であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
体積分率で、平均結晶粒径が3μm以下のフェライト:45〜65%、平均結晶粒径が2μm以下の焼戻しマルテンサイト:35〜55%、平均結晶粒径が5μm以下の未再結晶フェライト:5%以下(0%も含む)、かつ残部として残留オーステナイト、パーライトおよびベイナイト:合計で3%以下(0%も含む)からなる複合組織を有する高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成として、さらに、質量%で、B:0.010%以下を含有する請求項1に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記成分組成として、さらに、質量%で、V:0.50%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Ca:0.0050%以下、REM:0.0050%以下から選択される1種以上を含有する請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、
鋼スラブを、
仕上げ圧延の終了温度:850〜950℃で熱間圧延して熱延鋼板となし、
前記熱間圧延終了後1秒以内に前記熱延鋼板に対し冷却を開始し、
1次冷却として80℃/s以上の第1平均冷却速度で600〜700℃の1次冷却停止温度まで冷却し、
2次冷却として5℃/s以上の第2平均冷却速度で620℃以下の2次冷却停止温度まで冷却した後に、
前記熱延鋼板を巻取り、
次いで冷間圧延し、冷延鋼板となし、
前記冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、
250〜350℃まで加熱した後、
5〜25℃/sの第1平均加熱速度で660℃まで加熱し、
その後に10℃/s以下の第2平均加熱速度で680〜750℃まで加熱し、
第1均熱温度として680〜750℃の温度で180秒以上保持した後、
3次冷却として1℃/s以上の第3平均冷却速度で650〜720℃の3次冷却停止温度まで冷却した後に、
4次冷却として100〜1000℃/sの第4平均冷却速度で100℃以下の4次冷却停止温度まで冷却し、
次いで第2均熱温度として100〜250℃の温度で120〜1800秒保持する高強度冷延鋼板の製造方法。
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