JP6485549B2 - 高強度熱延鋼板 - Google Patents
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Description
言うまでもなく、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が満足されなければならない。例えば、足回り部品に対しては、プレス成形に関して、伸びフランジ成形及びバーリング成形の使用頻度が極めて高い。そのため、同部品に供される高強度熱延鋼板には優れた穴拡げ性が要求される。また、足回り部品には、安全性確保の観点から大きな負荷がかかった場合でも塑性変形することを避ける必要がある部品が多い。そのため、足回り部品に供される鋼板には、高い降伏比が要求される。
また、特許文献4には、Mn及びSi含有量を低減し、かつTiとBとを一定量添加することによりTiCの粗大化を抑制した、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、Bはオーステナイトの再結晶を抑制する効果があるので、同様の効果を有するTiと複合添加すると、熱間圧延時の圧延加重が著しく上昇し、熱延ミルへの負荷増大を招く。そのため、特許文献4の技術は、操業トラブルを引き起こすおそれがある。また、Bは含有量が数ppm変動しただけで最終製品の強度が大きく変化するので、Bの含有を必須とする鋼は量産に適さない。
(1)本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量%で、C:0.010%〜0.200%、Si:0.001%〜2.50%、Mn:0.001%〜1.50%、P:0.050%以下、S:0.010%以下、N:0.0070%以下、Al:0.001%〜0.50%、Ti:0.050%〜0.30%、V:0%〜0.50%、Nb:0%〜0.090%、Cr:0%〜0.50%、Ni:0%〜0.50%、Cu:0〜0.50%、Mo:0%〜0.50%、B:0%〜0.0050%、Ca:0%〜0.01%、Mg:0%〜0.01%、Bi:0%〜0.01%を含有し、残部がFe及び不純物であり、組織が、面積率で、80%以上のポリゴナルフェライトと、合計で5%以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で5%以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、板厚方向において中心面から±100μmの範囲内に存在する任意の50個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσHVとしたとき、前記σHVが30以下であり前記ポリゴナルフェライトの粒内にTi含有炭化物が5×107個/mm2以上存在し、前記Ti含有炭化物のうち個数割合で50%以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が3未満であり、引張強度が540MPa以上である。
本実施形態に係る熱延鋼板は、
(a)化学組成が、質量%で、C:0.010%〜0.200%、Si:0.001%〜2.50%、Mn:0.001%〜1.50%、P:0.050%以下、S:0.010%以下、N:0.0070%以下、Al:0.001%〜0.50%、Ti:0.050%〜0.30%を含有し、さらに、必要に応じてV:0.50%以下、Nb:0.090%以下、Cr:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Mo:0.50%以下、B:0.0050%以下、Ca:0.01%以下、Mg:0.01%以下、Bi:0.01%以下から選択される1種以上を含有し、残部がFe及び不純物であり、
(b)組織が、面積率で、80%以上のポリゴナルフェライトと、合計で5%以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で5%以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、
(c)板厚方向において中心面から±100μmの範囲内に存在する任意の50個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσHVとしたとき、前記σHVが30以下であり
(d)前記ポリゴナルフェライトの粒内にTi含有炭化物が5×107個/mm2以上存在し、前記Ti含有炭化物のうち50%以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が3未満であり、
(e)引張強度が540MPa以上である。
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成を限定する理由について説明する。以下、化学組成を規定する「%」は全て「質量%」である。
Cは、鋼板の析出強化または固溶強化による高強度化のために必須の元素である。この効果を得るため、C含有量を0.010%以上とする。好ましくは、0.020%以上、さらに好ましくは、0.040%以上である。一方、C含有量が過剰であるとポリゴナルフェライトの生成が抑制されると共にセメンタイトが形成されやすくなる。また、ポリゴナルフェライトの各結晶粒の硬度差も大きくなる傾向にある。その結果、穴拡げ性が劣化すると。また、溶接性も著しく劣化する。従って、C含有量を0.200%以下とする。好ましくは0.130%以下、さらに好ましくは0.110%以下である。
Siは固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Si含有量を0.001%以上とする。好ましくは、0.01%以上、より好ましくは0.04%以上である。一方、Si含有量が過剰であると、島状スケールが発生し、表面品質が劣化する。従って、Si含有量を2.50%以下とする。好ましくは1.30%以下、より好ましくは0.80%以下である。
Mnは鋼板の強度向上に有効な元素である。また、鋼中のSをMnSとして固定することで、固溶Sによる熱間脆化を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Mn含有量を0.001%以上とする。好ましくは、0.10%以上、より好ましくは0.45%以上である。一方、Mn含有量が過剰であるとオーステナイトからのフェライト変態が遅延して80面積%以上のポリゴナルフェライトを得ることが困難となり、穴拡げ性が劣化する。そのため、Mn含有量を1.50%以下とする。好ましくは1.00%以下、より好ましくは0.80%以下である。
Pは、不純物として含有される元素であり、鋼板の溶接性及び靱性を劣化させる。そのため、P含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、P含有量が0.050%を超えた場合に上記の影響が著しくなるので、溶接性及び靱性の劣化が顕著でない範囲として、P含有量を0.050%以下とする。好ましくは0.020%以下、より好ましくは0.010%以下である。
Sは、不純物として含有される元素であり、鋼中でMnSを形成して、鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、S含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、S含有量が0.010%を超えた場合に上記の影響が顕著になるので、穴拡げ性の劣化が顕著でない範囲として、S含有量を0.010%以下とする。好ましくは0.0050%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
Nは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の穴拡げ性を著しく劣化させる。そのため、N含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、N含有量が0.0070%を超えた場合に上記の影響が顕著になるので、穴拡げ性の劣化が顕著でない範囲として、N含有量を0.0070%以下とする。好ましくは0.0050%以下である。
Alは、鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るため、Al含有量を0.001%以上とする。一方、Al含有量が0.50%を超えても、効果が飽和するだけでなくコスト増加を招く。そのため、Al含有量を0.50%以下とする。好ましくは0.20%以下、より好ましくは0.10%以下である。
Tiは鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する元素である。また、TiCとして析出する事で固溶C量を低減し、穴拡げ性を劣化させるセメンタイトの析出を阻害する効果を有する元素でもある。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板において特に重要な元素である。Ti含有量が0.050%未満ではその効果は十分でないので、Ti含有量を0.050%以上とする。好ましくは、0.100%以上、より好ましくは、0.130%以上である。一方、Ti含有量が0.30%を超えると、靭性が著しく劣化するとともに不要なコスト増加を招く。そのため、Ti含有量を0.30%以下とする。好ましくは0.25%以下、より好ましくは0.20%以下である。
Vは、Tiと同様に鋼中で炭化物を形成する元素である。また、VはTiよりもオーステナイト中の溶解度積が大きく、鋼板の高強度化には有効な元素である。そのため、Tiと比較して高価ではあるが、必要に応じて含有させてもよい。V含有量が0.010%未満では上記効果が十分に得られないので、上記効果を得る場合、V含有量を0.010%以上とする。好ましくは0.070%以上、より好ましくは0.140%以上である。一方、V含有量が過剰になるとコスト上昇を招くので、Vを含有させる場合でも、V含有量を0.50%以下とする。
Nbは、Tiと同様に鋼中で炭化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。そのため、Tiと比較して高価ではあるが、必要に応じて含有させてもよい。Nb含有量が0.001%未満では、上記効果が十分に得られないので、上記効果を得る場合、Nb含有量を0.001%以上とする。一方、Nb含有量が過剰であると鋼板の塑性異方性が増大し、穴拡げ性が劣化する。従って、Nbを含有させる場合でも、Nb含有量を0.090%以下とする。
[Ni:0.001%〜0.50%]
[Cu:0.001%〜0.50%]
[Mo:0.001%〜0.50%]
[B:0.0001%〜0.0050%]
Cr、Ni、Cu、Mo、Bはいずれも鋼板の高強度化に有効な元素である。そのため必要に応じて単独で、または2種以上を複合で含有させてもよい。上記効果を得るには、それぞれ、Cr:0.001%以上、Ni:0.001%以上、Cu:0.001%以上、Mo:0.001%以上、B:0.0001%以上とする必要がある。一方、これらの元素は、Mnと同様に熱間圧延後のフェライト変態を遅延させる。そのため、含有量が過剰であると熱延鋼板の組織において面積率で80%以上のポリゴナルフェライトを得ることが困難となり、熱延鋼板の穴拡げ性が劣化する。従って、各元素を含有させる場合でも、その含有量をそれぞれ、Cr:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Mo:0.50%以下、B:0.0050%以下とする。好ましくは、Cr:0.20%以下、Ni:0.20%以下、Cu:0.20%以下、Mo:0.09%以下、B:0.0040%以下である。
[Mg:0.0001%〜0.01%]
[Bi:0.0001%〜0.01%]
Ca及びMgは鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Biは鋼中におけるMn、Si等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。いずれの元素も、鋼板の穴拡げ性向上に寄与するので、必要に応じて単独でまたは2種以上を複合で含有させてもよい。上記効果を得るには、それぞれ0.0001%以上含有させることが必要である。一方、これらの元素の含有量が過剰であると延性が劣化するので、含有させる場合でも、各元素の含有量は、それぞれ0.01%以下とする。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織を限定した理由について説明する。
ポリゴナルフェライトは、穴拡げ性の向上に有効な組織である。穴拡げ性確保のためにポリゴナルフェライトの面積率を80%以上とする。好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上である。ポリゴナルフェライトの面積率は100%でもよい、すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板は、ポリゴナルフェライト単相であってもよい。
マルテンサイトおよびオーステナイトの面積率が合計で5%を超えると穴拡げ性が著しく劣化する。そのためマルテンサイトおよびオーステナイトの面積率の合計を5%以下とする。好ましくは2%以下である。また、合計の面積率が0%(すなわち、マルテンサイト及びオーステナイトが含有されない)であってもよい。また、ここで言うオーステナイトとは、いわゆる残留オーステナイトである。
パーライトおよびセメンタイトの面積率が合計で5%を超えると穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、パーライトおよびセメンタイトの面積率を合計で5%以下とする。好ましくは3%以下、より好ましくは1%以下である。また、合計の面積率が0%(すなわち、パーライトおよびセメンタイトが含有されない)であってもよい。
上記以外の残部の組織は、ベイニティックフェライト及びベイナイトから選択される一種以上である。ただし、上記の組織の合計面積率が100%である場合、ベイニティックフェライト及びベイナイトは含まれない。
拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトは粒内に内部構造を有さず、かつ粒界が直線または円弧上となる。一方、ベイニティックフェライトやベイナイトは内部構造を有し、かつ粒界形状がアシュキュラーであり、ポリゴナルフェライトとは明確に異なる組織を有している。そのため、ポリゴナルフェライトと、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとは、ナイタールでエッチング後に光学顕微鏡を用いて得られた組織写真から、粒界形状および内部構造の有無によって判断できる。内部構造が明確に現れず、かつ粒界形状がアシュキュラ―状の組織(擬ポリゴナルフェライト)が存在する場合はベイニティックフェライトとしてカウントする。
また、セメンタイトおよびパーライトは黒くエッチングされることから明確に組織を識別する事が可能である。
また、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡にて得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出することができる。
本実施形態において、鋼板の組織は、鋼板の代表的な組織を示す、板厚の1/4深さの位置で観察する。
上述したように、個々のフェライト粒の硬さのばらつきを小さくすることによって、熱延鋼板の穴拡げ性を著しく向上させることができる。具体的には、板厚方向において、中心面(鋼板の板厚中央部を含み、板厚方向と垂直に交わる面)から±100μmの範囲内に存在する任意の50個のポリゴナルフェライトの硬さ(マイクロ硬さ)を測定し、そのマイクロ硬さの標準偏差をσHVとしたとき、σHVを30以下とすることで優れた穴拡げ性が得られる。そのため、σHVを30以下とする。標準偏差は小さい方がよいので、σHVの下限は0である。
σHVの具体的な測定方法を以下に説明する。硬さ測定用試料としては、鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、さらに表層の加工層を除去するためにコロイダルシリカを用いて化学的研磨を行い、その後ナイタール腐食して粒界を現出したものを用いる。マイクロ硬さは、微小硬度測定装置(商品名:FISCHERSCOPEHM2000 XYp)を用いて、板厚方向において中心面から±100μmの範囲内に存在するランダムに選択した50個のポリゴナルフェライト(各結晶粒)について、頂角136°の四角錐形状のビッカース圧子を、その圧痕がフェライト粒界に重ならないように粒内に押し込むことで測定する。押し込み荷重は20Nとする。得られた50個のデータより、マイクロ硬さの標準偏差σHVを求める。
[ポリゴナルフェライト粒内に存在するTi含有炭化物の50%以上が、長辺/短辺のアスペクト比で3未満]
本実施形態に係る熱延鋼板では、ポリゴナルフェライトの粒内に、5×107個/mm2以上のTi含有炭化物が含まれる。5×107個/mm2以下では、析出強化が不十分で強度不足になる。一方、上限を規定する必要はないが、通常、上述の成分範囲であれば、1×1011個/mm2よりも多くなることはない。
また、このポリゴナルフェライトの粒内に存在するTi含有炭化物のうち、個数割合で50%以上を、短辺の長さに対する長辺の長さの比(長辺/短辺で表されるアスペクト比)が3未満の炭化物とすることで、優れた穴拡げ性が得られる。好ましくは、長辺/短辺のアスペクト比が3未満のTi含有炭化物がポリゴナルフェライトの粒内に存在するTi含有炭化物のうち2/3以上である。アスペクト比が3未満のTi含有炭化物の割合は100%でもよい。
アスペクト比が3未満のTi含有炭化物の割合は、電子線の入射方位を母相フェライトの<001>と平行として、透過型電子顕微鏡(倍率:200,000倍)によりTi含有炭化物を少なくとも100個以上観察した際、観察されたTi含有炭化物の総数に対して、長辺/短辺のアスペクト比が3未満の炭化物を求めることで得られる。
本実施形態において、Ti含有炭化物とは、Tiを含む炭化物であり、V、Nbの1種以上をさらに含有してもよい。すなわち、Ti含有炭化物の結晶構造(NaCl構造)を有し、かつTiの位置のいくつかがVまたはNbで置き換えられている状態も含むものとする。
本実施形態に係る熱延鋼板は、その表面上に、公知の溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。溶融亜鉛めっき層を有している場合、さびの発生が抑制されるので、熱延鋼板の耐食性が向上する。
[引張強度(TS):540MPa以上]
[引張強度(TS)と0.2%耐力(YS)との比(降伏比):75%以上]
[引張強度(TS)とJFST1001で規定される穴拡げ率(λ)との積(TS・λ):50000MPa・%以上]
近年の自動車用高強度熱延鋼板に要求される厳しい性能を満足するには、その機械的特性として引張強度TSが540MPa以上、かつ、引張強度TSと0.2%耐力YSの比(YR(降伏比))が75%以上、かつ、引張強度TSとJFST1001で規定される穴拡げ率λの積(TS・λ)が50000MPa・%以上であることが好ましい。本実施形態に係る熱延鋼板では、化学組成及び組織を制御することによって、上記のように高い引張強度、降伏比、及び引張強度−穴拡げ性バランス(TS・λ)を全て具備することを目標とする。
引張強度は、好ましくは590MPa以上である。また、引張強度は、1180MPa超になると、溶接部の疲労特性が劣化するので、1180MPa以下が好ましい。
(A)上述した範囲の化学組成を有する溶鋼から得られたスラブを1200℃程度に加熱し、
(B)加熱されたスラブを1050℃以上1150℃以下での累積圧下率が50%以上となるよう粗圧延を行い、
(C)粗圧延後の鋼板を、1050℃以下での累積圧下率が20%〜80%、最終パスの圧下率が15%〜35%、かつ、最終パスの温度(仕上げ温度)が930℃以上となるように仕上げ圧延を行い、
(D)その後、熱延鋼板を、i)一次冷却として、仕上げ圧延最終パス温度〜MT(720℃≦MT≦830℃)の温度領域を、平均冷却速度が30℃/s以上となるような条件で冷却し、その後、ii)二次冷却として、MT〜Tx(720℃≦Tx<MT)の温度領域を、平均冷却速度が10℃/s以下となる条件で、t(秒)=5・[Mn]2で規定されるt秒間以上冷却を行い、(ここで、[Mn]は、単位質量%でのMn含有量である。)続いて、iii)三次冷却として、二次冷却終了温度であるTx〜CT(450℃≦CT≦650℃)の温度領域を、平均冷却速度が30℃/s以上となる条件で冷却し、CTまで冷却した後、熱延鋼板を巻取る。
以下、その理由について説明する。
加熱工程では、上記のような化学組成を有するスラブを1200℃程度に加熱する。ポリゴナルフェライト粒内におけるTi含有炭化物の析出密度、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素の固溶状態に影響し、粗大な炭化物の形成を抑制する観点から、所望の性能を得るためには、加熱温度は1150℃から1250℃の温度範囲とすることが好ましい。
加熱されたスラブは、粗圧延工程及び仕上げ圧延工程からなる熱間圧延工程を経て熱延鋼板となる。本実施形態に係る熱延鋼板の製造に際しては、粗圧延及び仕上げ圧延のそれぞれの工程において、温度、圧下率等を制御することが好ましい。
熱間圧延の粗圧延工程においては、1050℃〜1150℃での累積圧下率を50%以上とすることが好ましい。1050℃〜1150℃での累積圧下率が50%を下回ると組織が不均一となり、σHVが大きくなって穴拡げ性が低下する場合がある。本発明における累積圧下率とは、最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量(圧延における最初のパス前の入口板厚と圧延における最終パス後の出口板厚との差)の百分率である。また、累積圧下率は、粗圧延、仕上げ圧延でそれぞれ別に算出する。すなわち、粗圧延での累積圧下率は、粗圧延における最初のパス前の入口板厚と粗圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率であり、仕上げ圧延での累積圧下率は、仕上げ圧延における最初のパス前の入口板厚と仕上げ圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率である。
熱間圧延の仕上げ圧延工程において、1050℃以下での累積圧下率は20%〜80%とすることが好ましい。1050℃以下での累積圧下率が80%を超えると最終的に得られる熱延鋼板の組織の異方性が顕在化する。この場合、σHVが大きくなり穴拡げ性が低下する場合がある。これはフェライト粒の結晶方位の偏りが硬度差を助長していることに起因するものと推測される。一方、1050℃以下での累積圧下率が20%を下回ると、オーステナイト粒径が粗大化するとともにオーステナイトへの歪みの蓄積が不足することにより、仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が所望の範囲から外れ、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。
最終パスの圧下率は15%〜35%とすることが好ましい。最終パスの圧下率が35%を超えると組織の異方性が顕在化し、その結果、σHvが大きくなって穴拡げ性が低下する場合がある。そのため最終パスの圧下率を35%以下とする。より好ましくは、25%以下である。一方、最終パスの圧下率が15%を下回るとオーステナイトへの歪みの蓄積が不足し、仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が所望の範囲から外れ、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。
仕上げ温度(仕上げ圧延の最終パス後の鋼板温度)は930℃以上とすることが好ましい。仕上げ温度が930℃を下回ると最終的に得られる熱延鋼板において組織の異方性が顕在化し易く、その結果σHvが大きくなって穴拡げ性が低下する可能性が高くなる。一方、仕上げ温度が高くなるにつれ、オーステナイト粒径が粗大化するとともにオーステナイトへの歪みの蓄積が不足することにより仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が拡大し、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。そのため、仕上げ温度の上限を1000℃程度とすることが好ましい。
上記の仕上げ圧延後、熱延鋼板に冷却を施す。
仕上げ圧延最終パス温度〜720℃の温度領域では、i)フェライト中に析出するTi含有炭化物の成長(粗大化)による、ポリゴナルフェライトの粒内におけるTi含有炭化物密度の変化、及びii)ポリゴナルフェライト粒内に存在するTi含有炭化物の長辺/短辺のアスペクト比の変化が大きくなる。そのため、仕上げ圧延最終パス温度〜720℃の温度域における平均冷却速度を30℃/sとすることが所望の性能を得る上で効果的である。
さらに、上記の冷却後、830℃〜720℃の温度領域において、含有Mn量により応じて決定される所望の時間、熱延鋼板を低い平均冷却速度で冷却することは、フェライト変態及びTi含有炭化物の析出を促進し、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率及びポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差を所望の範囲にする上で効果的である。
その後、さらに冷却を行った後、熱延鋼板を巻取る。その際、冷却速度が30℃/s未満であったり、巻取り温度が650℃超であると、冷却中または巻取り後に、熱延鋼板中のTi含有炭化物が過度に粗大化し、所望の強度を確保することが困難となる場合がある。一方、巻取り温度を450℃未満とした場合、巻取り温度制御精度が低下するので好ましくない。したがって、巻取り温度を450〜650℃の範囲とし、かつ、巻取り温度までを所定の平均冷却速度以上で冷却することが効果的である。
すなわち、仕上げ圧延後の冷却工程では、仕上げ圧延後の熱延鋼板を、i)一次冷却として、仕上げ圧延最終パス温度〜MT(720℃≦MT≦830℃)の温度領域を、平均冷却速度が30℃/s以上となるような条件で冷却し、その後、ii)二次冷却として、MT〜Tx(720℃≦Tx<MT)の温度領域を、平均冷却速度が10℃/s以下となる冷却条件で、以下の式1で規定されるt秒間以上冷却を行い、続いて、iii)三次冷却として、二次冷却終了温度(Tx)からCT(450℃≦CT≦650℃)の温度領域を、平均冷却速度が30℃/s以上となる冷却条件で冷却し、450〜650℃の温度域で巻取ることが好ましい。
[t(秒)=5・[Mn]2] 式1
ここで、[Mn]は、単位質量%でのMn含有量である。
<めっき工程>
巻取り工程の後に、前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき工程を備えてもよい。溶融亜鉛めっき処理を施すことにより鋼板表面にめっき層を形成し、鋼板の耐食性を向上させることができる。また、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。またその際、鋼板の強度低下を抑制するため、溶融亜鉛めっき浸漬前の焼鈍中における最高加熱温度は800℃以下とすることが好ましい。その他の溶融亜鉛めっき条件については常法に従えばよい。
<その他の工程>
本実施形態に係る熱延鋼板では、常法に従って、熱間圧延工程後に、酸洗を行ってもよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定しないが、0.1%以上3.0%未満とすることが好ましい。
[実施例1]
表1に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製してスラブを鋳造し、図1に示すパターンで加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを行った。この際、各工程での条件は、表2に示す通りであった。表2において、SRT、R1、R2、R3、FT、MT、t、CTは、それぞれ以下を示している。
SRT:スラブ加熱温度
R1:1050℃以上1150℃以下での累積圧下率
R2:1050℃以下での累積圧下率
R3:最終仕上げパスでの圧下率
FT:仕上げ圧延温度
MT:一次冷却停止温度
t:二次冷却時間
CT:巻取り温度
このようにして得られた熱延鋼板を酸洗し、表3中の処理と書かれた欄にめっきと示してある条件については溶融亜鉛めっきを施した後、熱延鋼板の圧延直角方向からJIS5号引張試験片を採取した。この試験件を用いて、引張試験を行い、降伏強度(YS)、引張強度(TS)、降伏比(YR)、全伸び(EL)を測定した。
また、日本鉄鋼連盟規格の「JFS T 1001 穴拡げ試験方法」に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率(λ)を測定した。
また、熱延鋼板の圧延方向断面を含む試料を採取し、この試料の圧延方向断面に相当する面をナイタール液により腐食後、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真を撮影し、組織同定を行った。得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって各組織の面積率を算出した。ポリゴナルフェライト、およびベイナイト、ベイニティックフェライトは粒界形状および内部構造の有無によって判断し、黒くエッチングされた組織をセメンタイトおよびパーライトと識別した。また、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡にて得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。
また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡(倍率:200,000倍)を用いてフェライト粒内に析出したTi、V、Nbの1種以上を含有する炭化物を観察し、個数密度とアスペクト比が3以下である割合を求めた。
また、80面積%以上のポリゴナルフェライトが得られた鋼について、マイクロ硬さの標準偏差を前述の方法により測定した。図3Aに試番14の、図3Bに試番15のマイクロ硬さの測定結果を、1例としてそれぞれ示す。
Vα:フェライトの面積率
VPθ:パーライト及びセメンタイトの合計面積率
VMA:マルテンサイト及びオーステナイトの合計面積率
B,BF:ベイナイト及びベイニティックフェライト
σHV:フェライトマイクロ硬さの標準偏差
試番1〜3、5〜6、11、17〜19、22、25〜34は化学組成および組織が全て本発明の規定する範囲内であるため所望の機械特性が得られている。一方、試番4、10、12〜16、20〜21、24、36はσHVが本発明の規定する上限を超えており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番7、8、18、36はポリゴナルフェライトの面積率が本発明の規定する下限を下回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番9はマルテンサイトとオーステナイトとの面積率の合計が本発明の規定する上限を上回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番36、38はパーライトとセメンタイトとの面積率の合計が本発明の規定する上限を上回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。
また、試番7、8、12、23、24、35、38では、炭化物個数密度が少なく、また、試番7、8、12、23、24、36ではアスペクト比3以下のTi含有炭化物の割合が多くなっており、所望の機械特性が得られていない。
試番37は、靭性が低く、試験片加工時に破断したため、試験を行うことができなかった。
次に表1に示す化学組成を有する鋼のうちA〜C及びG、Hの5鋼種について、図1に示す熱間圧延及び冷却を施した。その後、脱スケール処理を施し、冷間圧延を施すことなく、連続熱処理シミュレーターを用いて、図2に示すパターンの合金化溶融亜鉛めっきラインを模擬した熱処理を施した。この際、各工程での条件は、表5に示す通りであった。表5において、RA、LTH、DIP、GAは以下を表している。
RA:最高加熱温度
LTH:低温保持温度
DIP:Zn浴温度
GA:合金化温度
このようにして得られた熱延鋼板から、圧延直角方向からJIS5号引張試験片を採取した。この試験件を用いて、引張試験を行い、降伏強度(YS)、引張強度(TS)、降伏比(YR)、全伸び(EL)を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「JFS T 1001 穴拡げ試験方法」に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率(λ)を測定した。
また、鋼板の圧延方向断面を含む試料を採取し、実施例1と同じ方法で各組織の面積率を算出した。
また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡(倍率:200,000倍)を用いてフェライト粒内に析出したTi、V、Nbの1種以上を含有する炭化物を観察し、個数密度とアスペクト比が3以下である割合を求めた。80面積%以上のポリゴナルフェライトが得られた鋼について、マイクロ硬さの標準偏差を前述の方法により測定した。
Claims (4)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.010%〜0.200%、
Si:0.001%〜2.50%、
Mn:0.001%〜1.50%、
P:0.050%以下、
S:0.010%以下、
N:0.0070%以下、
Al:0.001%〜0.50%、
Ti:0.050%〜0.30%、
V:0%〜0.50%、
Nb:0%〜0.090%、
Cr:0%〜0.50%、
Ni:0%〜0.50%、
Cu:0%〜0.50%、
Mo:0%〜0.50%、
B:0%〜0.0050%、
Ca:0%〜0.01%、
Mg:0%〜0.01%、
Bi:0%〜0.01%
を含有し、残部がFe及び不純物であり、
組織が、面積率で、80%以上のポリゴナルフェライトと、合計で5%以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で5%以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、
板厚方向において中心面から±100μmの範囲内に存在する任意の50個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσHVとしたとき、前記σHVが30以下であり、
前記ポリゴナルフェライトの粒内にTi含有炭化物が5×107個/mm2以上存在し、前記Ti含有炭化物のうち個数割合で50%以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が3未満であり、
引張強度が540MPa以上である
ことを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、V:0.010%〜0.50%、Nb:0.001%〜0.090%、Cr:0.001%〜0.50%、Ni:0.001%〜0.50%、Cu:0.001%〜0.50%、Mo:0.001%〜0.50%、B:0.0001%〜0.0050%から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記化学組成が、質量%で、Ca:0.0001%〜0.01%、Mg:0.0001%〜0.01%、Bi:0.0001%〜0.01%から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。
- 表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度熱延鋼板。
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