JP7403658B2 - 加工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
1.02≦[Si+Al]F/[Si+Al]av≦1.45
上記関係式1において、[Si+Al]Fはフェライトに含まれたSi及びAlの平均合計含量(重量%)であり、[Si+Al]avは鋼板に含まれたSi及びAlの平均合計含量(重量%)である。
V(1.2μm,γ)/V(γ)≧0.1
上記関係式2において、V(1.2μm,γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイト分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイト分率(体積%)である。
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.5%及びNi:0~4.5%のうち1種以上
(4)B:0~0.005%
(5)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(6)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(7)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(8)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(9)Co:0~1.5%
上記Si及びAlの合計含量(Si+Al)は1.0~6.0重量%であってもよい。
[関係式3]
V(lath,γ)/V(γ)≧0.5
上記関係式3において、V(lath,γ)はラス(lath)状の残留オーステナイト分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイト分率(体積%)である。
BT・E=[引張強度(TS,MPa)]×[伸び率(El,%)]
[関係式5]
BT・H=[引張強度(TS,MPa)]2×[穴拡げ率(HER,%)]1/2
[関係式6]
BR=R/t
上記関係式6において、Rは90°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径(mm)を意味し、tは鋼板の厚さ(mm)を意味する。
上記冷間圧延された鋼板をAc1以上Ac3未満の温度範囲に加熱(1次加熱)して、50秒以上保持(1次保持)する段階と、
平均冷却速度1℃/s以上で、600~850℃の温度範囲(1次冷却停止温度)まで冷却(1次冷却)する段階と、
平均冷却速度2℃/s以上で、350~550℃の温度範囲まで冷却(2次冷却)し、この温度範囲で5秒以上保持(2次保持)する段階と、
平均冷却速度1℃/s以上で、250~450℃の温度範囲まで冷却(3次冷却)し、この温度範囲で5秒以上保持(3次保持)する段階と、
平均冷却速度2℃/s以上で、100~300℃の温度範囲(2次冷却停止温度)まで冷却(4次冷却)する段階と、
300~500℃の温度範囲まで加熱(2次加熱)し、この温度範囲で50秒以上保持(4次保持)する段階と、
常温まで冷却(5次冷却)する段階と、を含むことができる。
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.5%及びNi:0~4.5%のうち1種以上
(4)B:0~0.005%
(5)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(6)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(7)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(8)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(9)Co:0~1.5%
上記冷間圧延された鋼板に含まれる上記Si及びAlの合計含量(Si+Al)は1.0~6.0重量%であってもよい。
1.02≦[Si+Al]F/[Si+Al]av≦1.45
上記関係式1において、[Si+Al]Fはフェライトに含まれたSi及びAlの平均合計含量(重量%)であり、[Si+Al]avは鋼板に含まれたSi及びAlの平均合計含量(重量%)である。
V(1.2μm,γ)/V(γ)≧0.1
上記関係式2において、V(1.2μm,γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイト分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイト分率(体積%)である。
炭素(C)は、鋼板の強度確保に不可欠な元素であるとともに、鋼板の延性向上に寄与する残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するために0.25%以上の炭素(C)を含むことができる。好ましい炭素(C)含量は0.25%超であってもよく、0.27%以上であってもよく、0.30%以上であってもよい。より好ましい炭素(C)含量は0.31%以上であってもよい。一方、炭素(C)含量が一定レベルを超える場合、過度な強度上昇によって冷却圧延が困難になる可能性がある。したがって、本発明は、炭素(C)含量の上限を0.75%に制限することができる。炭素(C)含量は0.70%以下であってもよく、より好ましい炭素(C)含量は0.67%以下であってもよい。
シリコン(Si)は、固溶強化による強度向上に寄与する元素であり、フェライトを強化させ、組織を均一化させることにより加工性を改善する元素でもある。また、シリコン(Si)はセメンタイトの析出を抑制させ、残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにシリコン(Si)を必須的に添加することができる。好ましいシリコン(Si)含量は0.02%以上であってもよく、より好ましいシリコン(Si)含量は0.05%以上であってもよい。但し、シリコン(Si)含量が一定レベルを超える場合、めっき工程で未めっきのようなめっき欠陥の問題を誘発するだけでなく、鋼板の溶接性を低下させる可能性があるため、本発明はシリコン(Si)含量の上限を4.0%に制限することができる。好ましいシリコン(Si)含量の上限は3.8%であってもよく、より好ましいシリコン(Si)含量の上限は3.5%であってもよい。
アルミニウム(Al)は鋼中の酸素と結合して脱酸作用をする元素である。また、アルミニウム(Al)はシリコン(Si)と同様にセメンタイト析出を抑制させて残留オーステナイトを安定化させる元素でもある。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにアルミニウム(Al)を必須的に添加することができる。好ましいアルミニウム(Al)含量は0.05%以上であってもよく、より好ましいアルミニウム(Al)含量は0.1%以上であってもよい。一方、アルミニウム(Al)が過剰に添加される場合、鋼板の介在物が増加するだけでなく、鋼板の加工性を低下させる可能性があるため、本発明はアルミニウム(Al)含量の上限を5.0%に制限することができる。好ましいアルミニウム(Al)含量の上限は4.75%であってもよく、より好ましいアルミニウム(Al)含量の上限は4.5%であってもよい。
マンガン(Mn)は、強度と延性を共に高めるのに有用な元素である。したがって、本発明は、このような効果を達成するためにマンガン(Mn)含量の下限を0.9%に制限することができる。好ましいマンガン(Mn)含量の下限は1.0%であってもよく、より好ましいマンガン(Mn)含量の下限は1.1%であってもよい。一方、マンガン(Mn)が過剰に添加される場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素(C)の濃化度が不十分になるため、目的とするオーステナイト分率が確保できないという問題点が存在する。したがって、本発明は、マンガン(Mn)含量の上限を5.0%に制限することができる。好ましいマンガン(Mn)含量の上限は4.7%であってもよく、より好ましいマンガン(Mn)含量の上限は4.5%であってもよい。
リン(P)は不純物として含有されて衝撃靭性を低下させる元素である。したがって、リン(P)の含量は0.15%以下に調整することが好ましい。
硫黄(S)は不純物として含有されて鋼板中にMnSを形成し、延性を低下させる元素である。したがって、硫黄(S)の含量は0.03%以下であることが好ましい。
窒素(N)は不純物として含有されて連続鋳造中に窒化物を形成し、スラブの割れを引き起こす元素である。したがって、窒素(N)の含量は0.03%以下であることが好ましい。
チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)は、析出物を形成して結晶粒を微細化させる元素であり、鋼板の強度及び衝撃靭性の向上に寄与する元素でもある。そのため、本発明は、このような効果のために、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)のうちの1種以上を添加することができる。但し、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)の各含量が一定レベルを超える場合、過度な析出物が形成されて衝撃靭性が低下するだけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、チタン(Ti)、ニオブ(Nb)及びバナジウム(V)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)は、合金化処理時にオーステナイト分解を抑制するだけでなく、マンガン(Mn)と同様にオーステナイトを安定化させる元素である。そのため、本発明は、このような効果のために、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)のうちの1種以上を添加することができる。但し、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)の含量が一定レベルを超える場合、ベイナイト変態時間が増加してオーステナイト中の炭素(C)の濃化量が不十分になるため、目的とする残留オーステナイト分率を確保することができない。したがって、本発明は、クロム(Cr)及びモリブデン(Mo)の含量をそれぞれ3.0%以下に制限することができる。
銅(Cu)及びニッケル(Ni)は、オーステナイトを安定化させ、腐食を抑制する元素である。また、銅(Cu)及びニッケル(Ni)は、鋼板の表面に濃化して、鋼板内に移動する水素の侵入を防止し、水素遅れ破壊を抑制する元素でもある。したがって、本発明は、このような効果のために、銅(Cu)及びニッケル(Ni)のうちの1種以上を添加することができる。但し、銅(Cu)及びニッケル(Ni)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、銅(Cu)及びニッケル(Ni)の含量をそれぞれ4.5%以下に制限することができる。
ボロン(B)は、焼入れ性を向上させて強度を高める元素であり、結晶粒界の核生成を抑制する元素でもある。したがって、本発明は、このような効果のためにボロン(B)を添加することができる。但し、ボロン(B)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、ボロン(B)の含量を0.005%以下に制限することができる。
ここで、希土類元素(REM)とは、スカンジウム(Sc)、イットリウム(Y)とランタン族元素を意味する。カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除く希土類元素(REM)は、硫化物を球状化させることによって、鋼板の延性向上に寄与する元素である。そのため、本発明は、このような効果のために、カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除く希土類元素(REM)のうちの1種以上を添加することができる。但し、カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除く希土類元素(REM)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、カルシウム(Ca)、マグネシウム(Mg)、イットリウム(Y)を除く希土類元素(REM)の含量をそれぞれ0.05%以下に制限することができる。
タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)は、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を増加させる元素である。したがって、本発明は、このような効果のために、タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)のうちの1種以上を添加することができる。但し、タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)の含量が一定レベルを超える場合、過度な特性効果だけでなく、製造コスト上昇の原因となる。そのため、本発明は、タングステン(W)及びジルコニウム(Zr)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
アンチモン(Sb)及び錫(Sn)は、鋼板のめっき濡れ性及びめっき密着性を向上させる元素である。したがって、本発明は、このような効果のために、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)のうちの1種以上を添加することができる。但し、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の脆性が増加して、熱間加工又は冷間加工時に割れが発生する可能性がある。そのため、本発明は、アンチモン(Sb)及び錫(Sn)の含量をそれぞれ0.5%以下に制限することができる。
イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)は、鋼板の耐食性を向上させる元素である。したがって、本発明は、このような効果のために、イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)のうちの1種以上を添加することができる。但し、イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の延性が低下する可能性がある。そのため、本発明は、イットリウム(Y)及びハフニウム(Hf)の含量をそれぞれ0.2%以下に制限することができる。
コバルト(Co)は、ベイナイト変態を促進させてTRIP効果を増加させる元素である。したがって、本発明は、このような効果のためにコバルト(Co)を添加することができる。但し、コバルト(Co)の含量が一定レベルを超える場合、鋼板の溶接性及び延性が低下する可能性があるため、本発明は、コバルト(Co)の含量を1.5%以下に制限することができる。
1.02≦[Si+Al]F/[Si+Al]av≦1.45
V(1.2μm,γ)/V(γ)≧0.1
V(lath,γ)/V(γ)≧0.5
BT・E=[引張強度(TS,MPa)]×[伸び率(El,%)]
BT・H=[引張強度(TS,MPa)]2×[穴拡げ率(HER,%)]1/2
BR=R/t
上記関係式6において、Rは90°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径(mm)を意味し、tは鋼板の厚さ(mm)を意味する。
所定の成分を有する鋼スラブを準備する。本発明の鋼スラブは、上述の鋼板の合金組成と対応する合金組成を有するため、鋼スラブの合金組成に対する説明は、上述の鋼板の合金組成に対する説明に代える。
加熱された鋼スラブは、熱間圧延されて熱延鋼板として提供されることができる。熱間圧延時の仕上げ熱間圧延温度は800~1000℃の範囲が好ましい。仕上げ熱間圧延温度が800℃未満の場合、過度な圧延負荷が問題となる可能性があり、仕上げ熱間圧延温度が1000℃を超える場合、熱延鋼板の結晶粒が粗大に形成され、最終鋼板の物性低下を招く可能性がある。
巻取後の後続工程である酸洗及び冷間圧延を容易に行うためには、熱延焼鈍熱処理工程を施すことが好ましい。熱延焼鈍熱処理は650~850℃の温度区間で600~1700秒間行うことができる。熱延焼鈍熱処理温度が650℃未満であるか、又は熱延焼鈍熱処理時間が600秒未満の場合、熱延焼鈍熱処理された鋼板の強度が高く、後続する冷間圧延が容易でない可能性がある。一方、熱延焼鈍熱処理温度が850℃を超えるか、又は熱延焼鈍熱処理時間が1700秒を超える場合、鋼板の内部に深く形成されたスケール(scale)に起因して酸洗が困難になる可能性がある。
熱延焼鈍熱処理後に鋼板の表面に生成されたスケールを除去するために酸洗を施し、冷間圧延を行うことができる。本発明において、酸洗及び冷間圧延の条件を特に制限するものではないが、冷間圧延は累積圧下率30~90%で行うことが好ましい。冷間圧延の累積圧下率が90%を超える場合、鋼板の高い強度のため、冷間圧延を短時間で行うことが困難となるおそれがある。
本発明は、鋼板の強度及び加工性を同時に確保するために、焼鈍熱処理工程を行う。
1.02≦[Si+Al]F/[Si+Al]av≦1.45
V(1.2μm,γ)/V(γ)≧0.1
V(lath,γ)/V(γ)≧0.5
BT・E=[引張強度(TS,MPa)]×[伸び率(EL,%)]
BT・H=[引張強度(TS,MPa)]2×[穴拡げ率(HER,%)]1/2
BR=R/t
上記関係式6において、Rは90°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径(mm)を意味し、tは鋼板の厚さ(mm)を意味する。
下記表1に記載の合金組成(残りはFeと不可避不純物である)を有する厚さ100mmの鋼スラブを製造して、1200℃で加熱した後、900℃で仕上げ熱間圧延を行った。その後、30℃/sの平均冷却速度で冷却し、表2及び表3の巻取温度で巻き取り、厚さ3mmの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を表2及び3の条件で熱延焼鈍熱処理した。その後、酸洗して表面スケールを除去した後、1.5mmの厚さまで冷間圧延を行った。その後、表2~7の焼鈍熱処理の条件で熱処理を行い、鋼板を製造した。
穴拡げ率(HER,%)={(D-D0)/D0}×100
上記関係式7において、Dは割れが厚さ方向に沿って鋼板を貫通したときの孔径(mm)を意味し、D0は初期孔径(mm)を意味する。
Claims (10)
- 質量%で、C:0.25~0.75%、Si:4.0%以下、Mn:0.9~5.0%、Al:5.0%以下、P:0.15%以下、S:0.03%以下、及びN:0.03%以下を含み、残りはFe及び不可避不純物からなり、
微細組織として、30~70体積%のテンパードマルテンサイト、10~45体積%のベイナイト、10~40体積%の残留オーステナイト、及び3~20体積%のフェライトを含み、残りは不可避組織からなり、
下記の[関係式1]及び[関係式2]を満たす、加工性に優れた高強度鋼板。
[関係式1]
1.02≦[Si+Al]F/[Si+Al]av≦1.45
前記関係式1において、[Si+Al]Fはフェライトに含まれたSi及びAlの平均合計含量(質量%)であり、[Si+Al]avは鋼板に含まれたSi及びAlの平均合計含量(質量%)である。
[関係式2]
V(1.2μm,γ)/V(γ)≧0.1
前記関係式2において、V(1.2μm,γ)は平均結晶粒径が1.2μm以上の残留オーステナイト分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイト分率(体積%)である。 - 前記鋼板は、下記の(1)~(9)のうちいずれか一つ以上をさらに含む(ただし、合計含量で0%を除く)、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.5%及びNi:0~4.5%のうち1種以上
(4)B:0~0.005%
(5)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05%のうち1種以上
(6)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(7)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(8)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(9)Co:0~1.5% - 前記Si及びAlの合計含量(Si+Al)は1.0~6.0質量%である、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- 前記鋼板は、下記の[関係式3]を満たす、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
[関係式3]
V(lath,γ)/V(γ)≧0.5
前記関係式3において、V(lath,γ)はラス(lath)状の残留オーステナイト分率(体積%)であり、V(γ)は鋼板の残留オーステナイト分率(体積%)である。 - 前記鋼板は、下記の[関係式4]で表される引張強度と伸び率のバランス(BT・E)が22,000(MPa%)以上であり、下記の[関係式5]で表される引張強度と穴拡げ率のバランス(BT・H)が7×106(MPa2%1/2)以上であり、下記の[関係式6]で表される曲げ加工率(BR)が0.5~3.0である、請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
[関係式4]
BT・E=[引張強度(TS,MPa)]×[伸び率(El,%)]
[関係式5]
BT・H=[引張強度(TS,MPa)]2×[穴拡げ率(HER,%)]1/2
[関係式6]
BR=R/t
前記関係式6において、Rは90°曲げ試験後にクラックが発生しない最小曲げ半径(mm)を意味し、tは鋼板の厚さ(mm)を意味する。 - 質量%で、C:0.25~0.75%、Si:4.0%以下、Mn:0.9~5.0%、Al:5.0%以下、P:0.15%以下、S:0.03%以下、及びN:0.03%以下を含み、残りはFe及び不可避不純物からなる冷間圧延された鋼板を提供する段階と、
前記冷間圧延された鋼板をAc1以上Ac3未満の温度範囲に加熱(1次加熱)して、50秒以上保持(1次保持)する段階と、
平均冷却速度1℃/s以上で、600~850℃の温度範囲(1次冷却停止温度)まで冷却(1次冷却)する段階と、
平均冷却速度2℃/s以上で、350~550℃の温度範囲まで冷却(2次冷却)し、この温度範囲で5秒以上保持(2次保持)する段階と、
平均冷却速度1℃/s以上で、250~450℃の温度範囲まで冷却(3次冷却)し、この温度範囲で5秒以上保持(3次保持)する段階と、
平均冷却速度2℃/s以上で、100~300℃の温度範囲(2次冷却停止温度)まで冷却(4次冷却)する段階と、
300~500℃の温度範囲まで加熱(2次加熱)し、この温度範囲で50秒以上保持(4次保持)する段階と、
常温まで冷却(5次冷却)する段階と、を含む、請求項1~5のいずれか1項に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記冷間圧延された鋼板は、下記の(1)~(9)のうちいずれか一つ以上をさらに含む(ただし、合計含量で0%を除く)、請求項6に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(1)Ti:0~0.5%、Nb:0~0.5%及びV:0~0.5%のうち1種以上
(2)Cr:0~3.0%及びMo:0~3.0%のうち1種以上
(3)Cu:0~4.5%及びNi:0~4.5%のうち1種以上
(4)B:0~0.005%
(5)Ca:0~0.05%、Yを除くREM:0~0.05%及びMg:0~0.05
%のうち1種以上
(6)W:0~0.5%及びZr:0~0.5%のうち1種以上
(7)Sb:0~0.5%及びSn:0~0.5%のうち1種以上
(8)Y:0~0.2%及びHf:0~0.2%のうち1種以上
(9)Co:0~1.5% - 前記冷間圧延された鋼板に含まれる前記Si及びAlの合計含量(Si+Al)は1.0~6.0質量%である、請求項6に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延された鋼板は、
鋼スラブを1000~1350℃に加熱する段階と、
800~1000℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する段階と、
300~600℃の温度範囲で前記熱間圧延された鋼板を巻き取る段階と、
前記巻き取られた鋼板を650~850℃の温度範囲で600~1700秒間熱延焼鈍熱処理する段階と、
前記熱延焼鈍熱処理された鋼板を30~90%の圧下率で冷間圧延する段階と、によって提供される、請求項6に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記1次冷却の冷却速度(Vc1)と前記2次冷却の冷却速度(Vc2)は、Vc1<Vc2の関係を満たす、請求項6に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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