JP6428969B1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[%C]−([%Si]/2)+([%Mn]/5)+2[%Cr]≧3.0 (2)
2.5 ≧ [%Al]/[%N] ≧ 1.7 (3)
Cは鋼の強化に有効な元素である。焼入れ焼戻し等の熱処理により部品の疲労特性を確保するためにはC量は0.03%以上とするのが好ましく、0.10%以上がより好ましい。C量が多くなると、冷間成形時に割れが発生しやすくなるため0.35%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.30以下である。
Siは、脱酸剤として作用し、また、炭化物及び、熱処理後の残留オーステナイトの形態に影響を及ぼす元素である。疲労特性と冷間成形性の両立には、鋼部品中に存在する炭化物の体積率を低減し、さらに残留オーステナイトを活用して、高強度化を図ることが有効である。この効果を得るためには、0.01%以上のSiを含有させることが好ましい。Siの含有量が多すぎると、鋼部品が脆化し、冷間成形性が低下することがあるため、3.00%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10%以上、2.50%以下であり、さらに好ましくは、0.20%以上、2.00%以下である。
Mnは、脱酸剤として作用し、また、鋼のパーライト変態の抑制に有効な元素である。オーステナイト域からの冷却過程において、パーライト変態を抑制し、マルテンサイトの組織比率を上昇させ、強度、疲労特性を確保するためには、Mn量を0.70%以上とするのが好ましく、2.00%以上がより好ましい。Mn量が多すぎると、粗大なMn酸化物が鋼中に存在するようになり、冷間成形時の破壊の起点となり、冷間成形性が劣化する。このため、Mn量は10.00%以下とするのが好ましい。より好ましくは8.00%以下である。
Pは必須元素ではなく、例えば不純物として鋼中に含有され、フェライト粒界に強く偏析し粒界が脆化する。そのため、含有量は少ないほどよく、0でもよい。ただし、精錬工程において0.0001%未満に高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストが大幅に増加するので、現実的な下限は0.0001%であり、コスト面を考慮すると0.0010%以上含有してもよい。P量が多くなると、粒界脆化により冷間成形性が低下するので、0.0200%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0190%以下である。
Sは必須元素ではなく、例えば不純物として鋼中に含有され、鋼中でMnS等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の硬さの増加と延性の低下を招く。また、鋼中に鋼と硬さの差が大きく異なる非金属介在物が生成されることにより、硬質層の表面付近の硬さのばらつきが大きくなる。そのため、含有量は少ないほどよく、0でもよい。ただし、精錬工程において0.0001%未満に高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストが大幅に増加するので、現実的な下限は0.0001%であり、コスト面を考慮すると0.0010%以上含有してもよい。S量が多くなると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れが発生し、更に硬さが増加するため、冷間成形性が低下するので、0.0200%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0190%以下である。
Alは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化し、硬さを増加する元素であり、必須元素ではなく必要に応じて添加される。添加効果をえるためには、含有量を0.001%以上とするのが好ましく、0.010%以上とするのがより好ましい。Al量が多くなると、粗大なAl酸化物が生成し、硬さの増加とともに冷間成形性の低下を引き起こし、また、鋼中に鋼と硬さの差が大きく異なる非金属介在物が生成されることにより、硬質層の表面付近の硬さのばらつきが大きくなるので、0.500%以下とするのが好ましく、0.450%以下とするのがより好ましい。
Nは、Cと同様に鋼の強化に有効な元素であるが、冷間成形時の転位の交差すべりの発生に影響を及ぼす元素でもある。必須元素ではなく、冷間成形性の確保の観点から、含有量は少ないほど好ましく、0であってもよい。ただし、0.0001%未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は0.0001%であり、0.0010%以上含有してもよい。N量が多くなると、冷間成形時に歪の集中を抑えることができず、ボイドの発生を引き起こすため、冷間成形性は顕著に低下する。このため、N量は0.0200%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0150%以下である。
Oは、鋼中に酸化物を形成させ、硬さの増加を招く元素である。また、鋼中に鋼と硬さの差が大きく異なる非金属介在物が生成されることにより、硬質層の表面付近の硬さのばらつきが大きくなる。必須元素ではなく、フェライト粒内に存在する酸化物はボイドの生成サイトとなり、更に硬さの増加を招く組織因子となるので、O量は少ないほうが好ましく、0であってもよい。ただし、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが増加するので、現実的な下限は0.0001%であり、0.0005%以上含有してもよい。O量が多くなると、硬さの増加により冷間成形性が低下するので、0.0200%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0170%以下である。
Tiは、炭化物の形態を制御し、多量の含有によりフェライトの強度を増加させる元素である。ただし、冷間成形性の確保の観点から、含有量は少ないほど好ましく、0であってもよい。Ti量を0.001%未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は0.001%であり、0.005%以上含有してもよい。Ti量が多くなると、粗大なTi酸化物又はTiNが鋼中に存在するようになり、冷間成形性が低下するので、0.500%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.450%以下である。
Bは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Bは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて添加される。添加による高強度化又は疲労特性の向上の効果を十分には得るためには、B量は0.0001%以上とするのが好ましく、0.0005%以上がより好ましい。B量が多くなると、鋼中に粗大なB酸化物の生成を招き、冷間成形時のボイドの発生起点となり、冷間成形性が劣化するので、0.0100%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.0050%以下である。
Crは、Mnと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。添加の効果を得るためには、0.001%以上の添加が好ましく、0.010%以上がより好ましい。Cr量が多くなると、中心偏析部に粗大なCr炭化物を形成するようになり、冷間成形性が低下するため、2.000%以下とするが好ましい。より好ましくは1.500%以下である。
Moは、Mn、Crと同様に鋼の強化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。添加の効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.010%以上がより好ましい。Mo量が多くなると、粗大なMo炭化物を形成し、冷間加工性が低下するため1.000%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.700%以下である。
Nbは、Tiと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。添加の効果を得るためには、0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Nb量が多くなると、微細で硬質なNb炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が顕著に劣化し、冷間加工性が低下するので、0.500%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.200%以下である。
Vも、Nbと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。その効果を得るためには、0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。V量が多くなると、微細なV炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が低下し、冷間成形性が低下するので、0.500%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.400%以下である。
Cuは、鋼材の強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。強度増加の効果を有効に発揮するためには0.001%以上の含有量が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Cu量が多くなると、赤熱脆性を招き熱延での生産性が低下するので、0.500%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.400%以下である。
Wも、Nb、Vと同様に、炭化物の形態制御と鋼の強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。W量が多くなると、微細なW炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が低下し、冷間加工性が低下するので、0.100%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.080%以下である。
Taも、Nb、V、Wと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Ta量が多くなると、微細なTa炭化物が多数析出し、鋼材の強度が上昇し、延性が低下し、冷間加工性が低下するので、0.100%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.080%以下である。
Niは、部品の疲労特性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加される。その効果を有効に発揮させるためには0.001%以上を含有させることが好ましく、0.002%以上がより好ましい。Ni量が多くなると、延性が低下し、冷間成形性が低下するので0.500%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.400%以下である。
Snは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましく、0であってもよい。ただし、0.001%未満に低減すると、精錬コストが増加するので、現実的な下限を0.001%であり、0.002%以上含有してもよい。Sn量が多くなると、フェライトの脆化による冷間成形性の低下を引き起こすため、0.050%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.040%以下である。
Sbは、Snと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Sbは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、0であってもよい。ただし、0.001%未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は0.001%であり、0.002%以上含有してもよい。Sb量が多くなると、冷間成形性が低下するので、0.050%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.040%以下である。
Asは、Sn、Sbと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましく、0であってもよい。ただし、0.001%未満に低減すると精錬コストが増加するので、現実的な下限は0.001%であり、0.002%以上含有してもよい。As量が多くなると、冷間成形性が低下するので、0.050%以下とする。より好ましくは0.040%以下である。
Mgは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果は得るためには、0.0001%以上の添加が好ましく、0.0005%以上がより好ましい。Mg量が多くなると、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を引き起こすため、0.0500%とするのが好ましい。より好ましくは0.0400%以下である。
Caは、Mgと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Ca量が増えると、粗大なCa酸化物が生成し、冷間成形時に割れ発生の起点となるため、0.050%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.040%以下である。
Yは、Mg、Caと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Y量が多くなると、粗大なY酸化物が生成し、冷間成形性が低下するので、0.050%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.040%以下である。
Zrは、Mg、Ca、Yと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Zr量が多くなると、粗大なZr酸化物が生成し、冷間成形性が低下するので、0.050%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.040%以下である。
Laは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。La量が多くなると、La酸化物が生成し、冷間成形性が低下するので、0.050%とするのが好ましい。より好ましくは0.040%以下である。
Ceは、Laと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素である。また、粒界に強く偏析し粒界炭化物の個数比率の低下させる元素もあり、必要に応じて添加される。その効果を得るためには0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。Ce量が多くなると、粒界炭化物の個数比率の低下により加工性が低下するので、0.050%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.046%以下である。
Cは鋼の強化に有効な元素である。内層の平均マイクロビッカース硬さを80HV以上に制御するためには、0.001%以上の添加が好ましく、0.002%以上がより好ましい。C量が多くなると、内層の過度な強度の増加又は炭化物の生成を招き、冷間成形性が低下するので、0.300%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.200%以下である。
Mnは、脱酸剤として作用し、また、鋼の強度の制御に有効な元素である。Mn量が少ないと、連続鋳造時の凝固過程において、高温から凝固が開始するようになり、これに伴って、中心部の偏析が助長されるようになる。また、冷間成形時には、この中心偏析部からクラックが生じ、冷間成形性が低下する。そのため、0.10%以上とするのが好ましく、0.30%以上がより好ましい。Mn量が多くなると、過度な強度の増加を招き、冷間成形性が劣化するので、3.00%以下とするのが好ましい。より好ましくは2.60%以下である。
前述の複層スラブを連続鋳造後、そのまま、または一旦冷却後に加熱し、熱間で圧延する際に、1100℃以上、1300℃以下で1分以上、300分以下の間で加熱した後に、650℃以上、950℃以下の温度域にて仕上げ熱延を終了する。仕上げ圧延後の鋼帯をROT上で冷却後に100℃以上、700℃以下の温度範囲で捲き取り熱延コイルとする。以下に、本発明の鋼板を製造する方法について具体的に説明する。
酸洗で用いる酸の種類は特に指定しない。酸洗の目的は、熱延後に鋼帯の表面に生成した酸化スケールの除去であり、塩酸酸洗又は硫酸酸洗であっても構わない。さらに、酸洗を促進させるために、酸洗溶液中に化学的な酸洗促進剤の投与、又は振動・張力の増減など、機械的な作用を加えても、本発明の根底の技術には何ら影響しない。
冷間圧延の圧下率は、20%以上、80%以下が好ましい。圧下率が20%未満では、タンデム圧延機の各スタンドで付与する荷重が小さくなるため、板形状の把握及び制御が困難となり、生産性の低下を招く。また、圧下率が80%を超えると、各スタンドで与える荷重が顕著に増大し、これに伴い、ロールに生じるヘルツ応力が過度に高まることから、ロール寿命の低下を招き、生産性の低下を引き起こす。このため、圧下率は、20%以上、80%以下が好ましい。より好ましくは25%以上、70%以下である。
熱延鋼帯を冷間圧延に供する前に、焼鈍を施しても良い。熱延板焼鈍の目的は、冷延前の鋼帯の軟質化による、冷間圧延での生産性の確保、及び熱延板焼鈍後の段階での組織比率の制御による、冷延板焼鈍後の鋼帯における優れた疲労特性と冷間成形性の発揮である。熱延板焼鈍の工程としては、箱焼鈍(BAF)又は通常の連続焼鈍法(C−CAL)のいずれでもよい。
冷延板焼鈍の目的は、冷延によって失われた鋼帯の冷間成形性の回復であり、更にフェライト・パーライト・ベイナイト・マルテンサイト・残留オーステナイトの各組織の比率を最適化することにより、優れた疲労特性と冷間成形性を得ることである。冷延板焼鈍の工程としては、通常の連続焼鈍法(C−CAL)又はリヒート型の連続焼鈍法(R−CAL)のいずれでもよい。
表1−1に示すA〜Fの成分を有する板厚2mmの熱延鋼板の表裏面を酸洗し、表裏層に硬質層を貼りつける鋼板では切削加工により表裏層の板厚を0.8mm、内層の板厚を0.4mmに仕上げた後に、貼り付け面を#180の研磨紙で磨き、超音波洗浄により汚れを除去した。また、表層にのみ硬質層を貼りつける鋼板では切削加工により表層の板厚を0.8mm、内層の板厚を1.2mmに仕上げ、前述の研磨及び洗浄を施した。
続いて、硬質層の厚みの影響を調べるため、表2の発明例No.23の組み合わせをベースとし、硬質層及び内層の板厚を事前に冷間圧延によって制御することにより、先に記載の手順に準じて硬質層の厚み割合を変えた板厚2mmのサンプルNo.31〜47を作製した。
続いて、成分の影響を調べるため、表1−1のD,E,Fの組成を持つ板厚1.2mmのサンプルを内層に固定し、j〜ajの組成を持つ板厚0.4mmのサンプルを硬質層に組み合わせて、成分の影響を調査した(実施例No.48〜92)。更に、表1−2のa,b,cの組成を持つサンプルを板厚0.4mmの硬質層に固定し、G〜AJの組成を持つ板厚1.2mmのサンプルを内層に組み合わせて、成分の影響を評価した(実施例No.93〜141)。各サンプルの製造では、先に記載する手順に沿って切削加工により板厚を調整し、研磨及び洗浄を施して拡散熱処理を施した後、900℃に加熱した炉内にサンプルを挿入し、20分保持した後に取りだし、平板金型でプレスし、室温まで金型冷却した。
更に熱間圧延による製造条件の影響を調べるため、硬質層において優れた特性が認められた表1−2のa,b,c,d,g,j,k,l;m,n,o,p,q,sを表裏層として配置し、内層において優れた特性が認められた表1−1のA,B,C,D,E,F,G,H,I,J,M,N,O,P,Qを内層に組み合わせたインゴットの積層材を作製し、0.1MPaの面圧をかけて1000℃に加熱した炉内に120分保持し、拡散熱処理を施した。なお、インゴットの積層材における表裏層の厚み割合を40%,内層の厚み割合を20%に調節した。
“冷延−焼鈍”による製造条件の影響を調べるため、表6の“冷延−焼鈍”を施し、各種試験に供した。
Claims (1)
- 内層と、上記内層の一方又は両方の面に硬質層とを備える鋼板であって、
上記各硬質層の厚みが20μm以上、かつ、上記鋼板の板厚の40%以下であり、
上記各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが240HV以上、400HV未満であり、
上記各硬質層のC量が0.4質量%以下、N量が0.02質量%以下であり、
上記各硬質層の表面から10μmの深さにおけるナノインデンターにより測定した硬さのばらつきが標準偏差で2.0以下であり、
上記内層の平均マイクロビッカース硬さが80HV以上、400HV未満であり、
上記内層に含まれる炭化物の体積率が2.00%未満であり、
上記各硬質層の平均マイクロビッカース硬さが上記内層の平均マイクロビッカース硬さの1.05倍以上
であり、
上記硬質層は、質量%で、
C :0.03〜0.35%、
Si:0.01〜3.00%、
Mn:0.70〜10.00%、
P :0.0200%以下、
S :0.0200%以下、
Al:0.500%以下、
N :0.0200%以下、
O :0.0200%以下、
Ti:0〜0.500%、
B :0〜0.0100%、
Cr:0〜2.000%、
Mo:0〜1.000%、
Nb:0〜0.500%、
V :0〜0.500%、
Cu:0〜0.500%、
W :0〜0.100%、
Ta:0〜0.100%、
Ni:0〜0.500%、
Sn:0〜0.050%、
Sb:0〜0.050%、
As:0〜0.050%、
Mg:0〜0.0500%、
Ca:0〜0.050%、
Y :0〜0.050%、
Zr:0〜0.050%、
La:0〜0.050%、及び
Ce:0〜0.050%
を含有し、残部がFe及び不純物であり、
上記内層は、質量%で、
C :0.001〜0.300%、
Si:0.01〜3.00%、
Mn:0.10〜3.00%、
P :0.0200%以下、
S :0.0200%以下、
Al:0.500%以下、
N :0.0200%以下、
O :0.0200%以下、
Ti:0〜0.500%、
B :0〜0.0100%、
Cr:0〜2.000%、
Mo:0〜1.000%、
Nb:0〜0.500%、
V :0〜0.500%、
Cu:0〜0.500%、
W :0〜0.100%、
Ta:0〜0.100%、
Ni:0〜0.500%、
Sn:0〜0.050%、
Sb:0〜0.050%、
As:0〜0.050%、
Mg:0〜0.0500%、
Ca:0〜0.050%、
Y :0〜0.050%、
Zr:0〜0.050%、
La:0〜0.050%、及び
Ce:0〜0.050%
を含有し、残部がFe及び不純物であることを特徴とする鋼板。
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