JP7244716B2 - 耐衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
[関係式1]
Tn-50≦FDT≦Tn
(ここで、Tnは再結晶遅延が開始される温度であって、Tn=730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+780×[Nb]+520×[Ti]-80×[Si]であり、各元素は重量含有量、FDTは仕上げ熱間圧延直後の熱延板の温度(℃)を意味する。)
[関係式2]
Ec≦E1+E2≦1.5×Ec
(ここで、Ec=4.75×10-4(125×Exp(Qdef/(R×(273+FDT))))0.17、Qdef=277000-2535×[C]+1510×[Mn]+9621×[Si]+1255×[Cr]+53680×[Ti]0.592+70730×[Nb]0.565であり、各元素は重量含有量を意味する。また、E1は熱間圧延の最終パスにおける圧下量、E2は熱間圧延の最終パス前(最終パス直前のパス)の圧下量を意味し、Rは気体定数8.314である。)
炭素(C)は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素である。かかるCの含有量が増加するほど析出強化の効果が増加し、ベイナイト相の分率が高くなり、引張強度が向上する。
上記Cの含有量が0.05%未満の場合には、鋼の強化効果を十分に確保することができない。これに対し、その含有量が0.14%を超えると、マルテンサイト相が形成され、強度が過度に上昇し、成形性及び耐衝突特性が低下するという問題がある。また、溶接性も低下する。
したがって、本発明では、上記Cの含有量が0.05~0.14%であることが好ましい。より好ましくは、0.06~0.13%含むことができる。
シリコン(Si)は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果により強度を向上させる役割を果たす。また、粗大な炭化物の形成を遅延させて鋼板の成形性を向上させるのに有利である。
上記Siの含有量が0.01%未満の場合には、炭化物の形成を遅延させる効果が不十分であり、成形性を向上させることが難しい。これに対し、その含有量が1.0%を超えると、熱間圧延時における鋼板表面にSiによる赤スケールが形成され、鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明において、上記Siの含有量は0.01~1.0%であることが好ましい。より好ましくは、0.05%以上含むことができる。
マンガン(Mn)は、上記Siと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させることで、熱処理後の冷却中にベイナイト相の形成を容易にする。
上記Mnの含有量が1.5%未満の場合には、Mn添加による上記効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が2.5%を超えると、硬化能が大幅に増加し、マルテンサイト相変態が起こりやすく、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱間圧延後の冷却時に厚さ方向に不均一な微細組織を形成し、耐衝突特性が低下するようになる。
したがって、本発明において、上記Mnの含有量は1.5~2.5%であることが好ましい。より好ましくは、1.6~2.1%含むことができる。
アルミニウム(Al)はSol.Alを意味し、上記Alは主に脱酸のために添加される成分である。上記Alの含有量が0.01%未満の場合には、添加効果が十分ではなく、その含有量が0.1%を超えると、窒素と結合してAlN析出物を形成することにより、連続鋳造時におけるスラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなる。
したがって、本発明において、上記Alの含有量は0.01~0.1%であることが好ましい。
クロム(Cr)は、鋼を固溶強化させ、冷却時におけるフェライト相変態を遅延させて巻取り温度でベイナイトの変態を助ける役割を果たす。
上記Crの含有量が0.005%未満の場合には、添加効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が1.0%を超えると、フェライト変態を過度に遅延させてマルテンサイト相が形成されるため、伸び率が悪くなる。また、Mnと同様に、厚さ中心部における偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして、耐衝突特性が低下する。
したがって、本発明において、上記Crの含有量は0.005~1.0%であることが好ましい。より好ましくは、0.3~0.9%含むことができる。
リン(P)は、上記Siと同様に、固溶強化効果を有し、フェライト変態促進効果を有する元素である。
上記Pの含有量を0.001%未満に製造するためには、製造コストが過度にかかるため経済的に不利であり、強度の確保も難しい。これに対し、その含有量が0.05%を超えると、粒界偏析による脆化が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、延性及び耐衝突特性を大きく悪化させる。
したがって、本発明において、上記Pの含有量は0.001~0.05%であることが好ましい。
硫黄(S)は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が0.01%を超えると、Mnなどと結合して非金属介在物を形成し、それによって、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすく、耐衝突特性を大幅に低下させるという問題がある。一方、上記Sを0.001%未満に製造するためには、製鋼操業時に時間が過度にかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明において、上記Sの含有量は0.001~0.01%であることが好ましい。
窒素(N)は、上記Cとともに代表的な固溶強化元素であり、Ti又はAlなどと結合して粗大な析出物を形成する。上記Nの固溶強化効果は、炭素よりも優れているが、鋼中Nの量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題があるため、その含有量を0.01%以下に制限することが好ましい。一方、上記Nの含有量を0.001%未満に製造するためには、製鋼操業時に時間がかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明において、上記Nの含有量は0.001~0.01%であることが好ましい。
ニオブ(Nb)は、代表的な析出強化元素であって、熱間圧延中に析出し、再結晶遅延による結晶粒微細化効果により、鋼の強度及び衝撃靭性の向上に効果的である。
上記Nbの含有量が0.005%未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が0.06%を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延によって延伸された結晶粒の形成及び粗大な複合析出物の形成が原因となって成形性及び耐衝突特性が低下するという問題がある。
したがって、本発明において、上記Nbの含有量は0.005~0.06%であることが好ましい。より好ましくは、0.01~0.05%含むことができる。
チタン(Ti)は、上記Nbとともに代表的な析出強化元素であり、窒素(N)との強い親和力により鋼中に粗大なTiNを形成する。TiNには、熱間圧延のための加熱過程において結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、窒素と反応して残ったTiが鋼中に固溶されて炭素(C)と結合することにより、TiC析出物を形成して鋼の強度を向上させるのに有用な元素である。
上記Tiの含有量が0.005%未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が0.11%を超えると、粗大なTiNの形成及び析出物の粗大化により、成形時における耐衝突特性を低下させるという問題がある。
したがって、本発明において、上記Tiの含有量は0.005~0.11%であることが好ましい。より好ましくは、0.01~0.1%含むことができる。
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましい。このとき、1200~1350℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
再加熱温度が1200℃未満の場合には、析出物が十分に再固溶できず、熱間圧延以降の工程において析出物の形成が減少し、粗大なTiNが残存するようになるという問題がある。これに対し、その温度が1350℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するため好ましくない。
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。このとき、800~1150℃の温度範囲で行い、下記[関係式1]及び[関係式2]を満たす条件で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
上記熱間圧延時に1150℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大化し、熱延鋼板の表面品質が劣化するようになる。これに対し、800℃よりも低い温度で熱間圧延を終了する場合には、過度な再結晶遅延によって延伸された結晶粒が発達して異方性の程度が強くなり、成形性も悪くなる。
上記のような微細組織の変化は、下記[関係式2]を満たすことにより、成形性及び耐衝突特性の効果として現われる。より具体的には、熱間圧延時における圧下量が下記[関係式2]で提案された範囲よりも大きい場合(1.5×Ec超過の値)には、せん断組織(shear texture)が過度に形成されて成形性が低下する。これに対し、上記圧下量が下記[関係式2]で提案された範囲よりも小さい場合(Ec未満の値)には、熱間圧延直後の冷却時において微細であり、且つ均一なフェライト相が形成されず、フェライト相変態の促進が難しくなって、不均一であり、且つ粗大なMA相及びマルテンサイト相が形成され、耐衝突特性が低下する。
[関係式1]
Tn-50≦FDT≦Tn
(ここで、Tnは再結晶遅延が開始される温度であって、Tn=730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+780×[Nb]+520×[Ti]-80×[Si]であり、各元素は重量含有量、FDTは仕上げ熱間圧延直後の熱延板の温度(℃)を意味する。)
[関係式2]
Ec≦E1+E2≦1.5×Ec
(ここで、Ec=4.75×10-4(125×Exp(Qdef/(R×(273+FDT))))0.17、Qdef=277000-2535×[C]+1510×[Mn]+9621×[Si]+1255×[Cr]+53680×[Ti]0.592+70730×[Nb]0.565であり、各元素は重量含有量を意味する。また、E1は熱間圧延の最終パスにおける圧下量、E2は熱間圧延の最終パス前(最終パス直前のパス)の圧下量を意味し、Rは気体定数8.314である。)
さらに、フェライト相変態の促進によって後続する冷却工程中の未変態相が減少し、粗大なMA相及びマルテンサイト相の分率が減少して、不均一組織を解消するという効果を得ることができる。
再結晶が過度に遅延する場合には、変形された組織が圧延板全体に大きく発達するか、又は表層部にのみ集中的に形成されて成形性が低下するという問題がある。しかし、本発明の場合には、再結晶遅延が開始される温度であるTn及びTn-50の範囲内で仕上げ熱間圧延工程を完了することにより、上述した効果を得ることができる。
上記によって製造された熱延鋼板を400~500℃の温度範囲まで10~100℃/sの平均冷却速度で冷却した後、その温度で巻取ることが好ましい。このとき、上記温度は、熱延鋼板の温度を基準とする。
このとき、冷却終了温度(巻取り温度)が500℃を超えると、パーライト相が形成され、目標レベルの強度を確保することが難しい。これに対し、400℃未満の場合には、マルテンサイト相が過度に形成され、成形性及び耐衝突特性が低下する。
また、上述した温度範囲での冷却時における平均冷却速度が10℃/s未満の場合には、基地組織の結晶粒が粗大化し、微細組織が不均一になるという問題がある。これに対し、100℃/sを超えると、MA相が形成されやすくなり、成形性及び耐衝突特性が低下する。
上記によって冷却及び巻取り処理されたコイルを常温~200℃まで0.1~25℃/hourで冷却することが好ましい。
このとき、冷却速度が25℃/hourを超えると、鋼中の一部未変態の相がMA相に変態しやすくなり、その結果、成形性及び耐衝突特性が悪くなる。一方、冷却速度を0.1℃/hour未満に制御するためには、別の加熱設備などが必要となるため、経済的に不利である。
上記溶融亜鉛めっき工程は、亜鉛系めっき浴を用いることができ、上記亜鉛系めっき浴内の合金組成については特に限定しないが、一例として、マグネシウム(Mg):0.01~30重量%、アルミニウム(Al):0.01~50重量%、残部Zn及び不可避不純物を含むめっき浴であってもよい。
下記表1の合金組成を有する鋼スラブを設けた。このとき、上記合金組成の含有量は重量%であり、残りはFe及び不可避不純物を含む。設けられた鋼スラブを下記表2の製造条件に応じて鋼板を製造した。下記表2において、FDTは仕上げ熱間圧延時における温度、CTは巻取り温度を意味する。
Claims (8)
- 重量%で、炭素(C):0.05~0.14%、シリコン(Si):0.01~1.0%、マンガン(Mn):1.5~2.5%、アルミニウム(Al):0.01~0.1%、クロム(Cr):0.005~1.0%、リン(P):0.001~0.05%、硫黄(S):0.001~0.01%、窒素(N):0.001~0.01%、ニオブ(Nb):0.005~0.06%、チタン(Ti):0.005~0.11%、残部Fe及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織として、フェライト及びベイナイト相の合計が面積分率90%以上であり、
表層部(表面から厚さ方向1/10tの地点、ここで、tは鋼材の厚さ(mm)を意味する)と中心部(厚さ方向1/10t超過~1/2tの地点)との間のせん断組織({110}<112>、{112}<111>)の面積分率の割合(中心部におけるせん断組織の面積率/表層部におけるせん断組織の面積率)が0.05~1.0である、耐衝突特性に優れた高強度鋼板。 - 前記鋼板は、MA相(マルテンサイトとオーステナイトの混合組織)及びマルテンサイト相の合計が面積分率1~10%である、請求項1に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 前記フェライトの平均結晶粒直径が1~5μmである、請求項1に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板は、引張強度が780MPa以上、衝突時における吸収エネルギーが80J/m3以上である、請求項1に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 重量%で、炭素(C):0.05~0.14%、シリコン(Si):0.01~1.0%、マンガン(Mn):1.5~2.5%、アルミニウム(Al):0.01~0.1%、クロム(Cr):0.005~1.0%、リン(P):0.001~0.05%、硫黄(S):0.001~0.01%、窒素(N):0.001~0.01%、ニオブ(Nb):0.005~0.06%、チタン(Ti):0.005~0.11%、残部Fe及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを1200~1350℃で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを下記[関係式1]及び[関係式2]を満足する条件で仕上げ熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延後に、400~500℃まで10~100℃/sの冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却後に、400~500℃で巻取る段階と、
前記巻取り段階後に得られたコイルを常温~200℃まで0.1~25℃/hourで冷却する段階と、を含み、
微細組織として、フェライト及びベイナイト相の合計が面積分率90%以上であり、
表層部(表面から厚さ方向1/10tの地点、ここで、tは鋼材の厚さ(mm)を意味する)と中心部(厚さ方向1/10t超過~1/2tの地点)との間のせん断組織({110}<112>、{112}<111>)の面積分率の割合(中心部におけるせん断組織の面積率/表層部におけるせん断組織の面積率)が0.05~1.0である、耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
[関係式1]
Tn-50≦FDT≦Tn
(ここで、Tnは再結晶遅延が開始される温度であって、Tn=730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+780×[Nb]+520×[Ti]-80×[Si]であり、各元素は重量含有量、FDTは仕上げ熱間圧延直後の熱延板の温度(℃)を意味する。)
[関係式2]
Ec≦E1+E2≦1.5×Ec
(ここで、Ec=4.75×10-4(125×Exp(Qdef/(R×(273+FDT))))0.17、Qdef=277000-2535×[C]+1510×[Mn]+9621×[Si]+1255×[Cr]+53680×[Ti]0.592+70730×[Nb]0.565であり、各元素は重量含有量を意味する。また、E1は熱間圧延の最終パスにおける圧下量、E2は熱間圧延の最終パス前(最終パス直前のパス)の圧下量を意味し、Rは気体定数8.314である。) - 前記冷却後の鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項5に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記酸洗及び塗油する段階後の鋼板を450~740℃の温度範囲で加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項6に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛めっきする段階は、マグネシウム(Mg):0.01~30重量%、アルミニウム(Al):0.01~50%、残部Zn及び不可避不純物からなるめっき浴を用いる、請求項7に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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