JPWO2018179389A1 - 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
C:0.020〜0.070%、
Si:0.05〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜1.000%、
N:0%超〜0.0030%以下、
P:0.050%以下、
S:0.005%以下、
Ti:0.015〜0.170%、
Nb:0〜0.100%、
V:0〜0.300%、
Cu:0〜2.00%、
Ni:0〜2.00%、
Cr:0〜2.00%、
Mo:0〜1.00%、
B:0〜0.0100%、
Mg:0〜0.0100%、
Ca:0〜0.0100%、
REM:0〜0.1000%、
Zr:0〜1.000%、
Co:0〜1.000%、
Zn:0〜1.000%、
W:0〜1.000%、
Sn:0〜0.050%、および、
残部:Feおよび不純物であり、
前記鋼板の圧延方向と垂直な断面において、前記鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、前記鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、かつ、前記鋼板の表面から1/4tまたは3/4tの位置における金属組織が、面積%で、
フェライト:5〜70%、
ベイナイト:30〜95%、
残留オーステナイト:2%以下、
マルテンサイト:2%以下、および、
パーライト:1%以下、であり、かつ、
フェライトおよびベイナイトの合計:95%以上であり、
前記フェライトは、粒内にTiを含む析出物を有し、
前記Tiを含む析出物の個数密度が、1.0×1016〜50.0×1016個/cm3であり、
前記鋼板中にTiN析出物が含まれ、
前記TiN析出物の平均円相当径が1.0〜10.0μmであり、
隣接する前記TiN析出物間の最短距離の平均値が10.0μm以上であり、
ナノ硬度の標準偏差が1.00GPa以下である、
熱間圧延鋼板。
上記(1)に記載の熱間圧延鋼板。
均一伸びと引張強さとの積が7000MPa・%以上であり、
穴広げ率と引張強さとの積が50000MPa・%以上である、
上記(1)または(2)に記載の熱間圧延鋼板。
上記(1)に記載の化学組成を有するスラブに対して、加熱工程、連続熱延工程、第1冷却工程、第2冷却工程および巻取工程を順に施し、
前記加熱工程において、前記スラブを下記(i)式で表わされるSRTmin℃以上、1260℃以下の温度に加熱し、
前記連続熱延工程は、粗圧延と3段以上の多段仕上圧延とを含み、
前記粗圧延の終了温度が1100℃以上であり、
前記多段仕上圧延における最終3段の圧延における累積歪みが、0.01〜0.10であり、
前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記(ii)式で求められるAr3+30℃以上の温度であり、
前記第1冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、1.00〜5.00s後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、650〜750℃の温度範囲まで、10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後、大気中で1〜10s保持し、
前記第2冷却工程では、前記大気中での保持後に、600〜740℃の温度範囲から、10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取工程では、450〜650℃の巻取り温度で巻取る、
熱間圧延鋼板の製造方法。
SRTmin=7000/{2.75−log(Ti×C)}−273 ・・・(i)
Ar3=970−325×C+33×Si+287×P+40×Al−92×(Mn+Mo+Cu)−46×(Cr+Ni) ・・・(ii)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。
鋼製鍛造部品。
鋼製鍛造部品の製造方法。
板鍛造は、従来の引張試験での破断歪みを超える歪み域(高歪み域)での変形を含んでいる。また、板鍛造は複合的加工のため、単純に引張試験およびせん断試験データだけでは評価できない。そこで、本発明者らは、「相当塑性歪み」を指標として導入し、新たな評価法を確立した。
単軸引張試験での引張応力σ=単純せん断試験でのせん断応力σs×κ
単軸引張試験での引張歪みε=単純せん断試験でのせん断塑性歪みεsp/κ
相当塑性歪みを求めるためには、引張試験による引張応力および引張歪みの関係と、せん断試験によるせん断応力およびせん断歪みの関係を取得する必要がある。しかし、板鍛造は、高歪み域での変形を含んでいる。そのため、通常使用されているせん断試験装置を用いて1回で試験を行うと、試験片を保持している部分から試験片に亀裂が進行してしまう。その結果、高歪み域までの変形を試験することができない場合が多い。したがって、板鍛造のような鋼板の板厚の減厚(減肉およびくびれ)が生じない加工を再現する方法が必要となる。
上述の多段せん断試験と、相当塑性歪みを用いた評価法と、板鍛造の前後における鋼板のミクロ調査とを採用することにより、亀裂の発生メカニズムについて、以下の知見を得た。
すなわち、ボイドは硬質析出物のTiNの粒界に発生するため、TiNの平均径を限定することで、ボイドの発生が低減できる。
すわなち、ボイドはTiNの粒界に発生するため、TiN同士を離して配置することにより、ボイドが成長しても結合しにくくすることができる。
すなわち、硬質組織と軟質組織の硬度差をできるだけ低減することにより、ボイドの発生が低減できる。
前記の(i)〜(iii)の条件を満足することにより、破断時の相当塑性歪みが0.90(90%)以上となり、板鍛造のような複合的加工においても、一定の加工性を担保することが可能であることを確認した。
上記(i)〜(iv)の組織を得るために、熱間圧延における3段以上の多段(例えば6段または7段)の連続圧延で行われる多段仕上圧延において、最終3段の圧延における累積歪(以下「有効累積歪み」と記述する場合がある)が0.01〜0.10になるように、最終仕上圧延を行なうことが必要である。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、Nb、Ti等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により強度向上に寄与する。C含有量が0.020%未満では、上記作用による効果が十分には得られない。一方、C含有量が0.070%を超えると、穴広げ加工時の割れの起点となる鉄系炭化物が増加し、穴広げ値が劣化する。そのため、C含有量は0.020〜0.070%とする。C含有量は0.025%以上であるのが好ましく、0.030%以上であるのがより好ましい。また、C含有量は0.060%以下であるのが好ましく、0.050%以下であるのがより好ましい。
Siは、脱酸効果、ならびに材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、延性および穴広げ性の向上に寄与する効果を有する。しかし、その含有量が過剰な場合、高温域でフェライト変態が生じやすくなり、これに伴い高温域でTiを含む炭化物が析出しやすくなる。高温域での炭化物の析出は、析出量のばらつきを生じやすく、結果として強度や穴広げ性等の材質変動をもたらす。そのため、Si含有量は0.05〜1.70%とする。
Mnは、フェライトの強化および焼入れ性の向上に寄与する元素である。一方、多量に含有させると、焼入れ性が必要以上に高まりフェライトを十分に確保できず、また、鋳造時にスラブ割れが発生する。そのため、Mn含有量は0.60〜2.50%とする。Mn含有量は1.00%以上であるのが好ましく、1.50%以上であるのがより好ましい。また、Mn含有量は2.00%以下であるのが好ましく、1.80%以下であるのがより好ましい。
Alは、Siと同様に脱酸効果とフェライトを生成する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると脆化を招くとともに、鋳造時にタンディッシュノズルを閉塞し易くする。そのため、Al含有量は0.010〜1.000%とする。Al含有量は0.015%以上または0.020%以上が好ましく、0.025%以上または0.030%以上がより好ましい。また、Al含有量は0.800%以下、0.700%以下または0.600%以下が好ましく、0.500%以下または0.400%以下がより好ましい。
Nは、多く含有すると、固溶窒素が残存して延性が低下するだけでなく、TiNが析出し穴広げ性を低下させる。そのため、N含有量は0.0030%以下とする。N含有量は0.0025%以下であるのが好ましい。
Pは溶銑に含まれる不純物であり、粒界偏析するため局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、P含有量は0.050%以下に制限する。P含有量は0.030%以下または0.020%以下が好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限を0.001%としてもよい。
Sも溶銑に含まれる不純物であり、MnSを形成して局部延性および溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、S含有量は0.005%以下に制限する。延性または溶接性の向上のため、S含有量を0.003%以下または0.002%以下としてもよい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限を0.0005%としてもよい。
Tiは、炭窒化物、または固溶Tiが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化し、低温靭性を向上させる効果を有する。また、TiCとしてフェライト中に微細分散することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与する。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和することに加えて、硬質析出物であるTiNを析出し易くなる。そのため、Ti含有量は0.015〜0.170%とする。Ti含有量は0.030%以上、0.045%以上または0.060%以上であるのが好ましく、0.070%以上、0.080%以上、0.090%以上または0.100%以上であるのがより好ましい。また、Ti含有量は0.160%以下、0.150%以下、0.140%以下、0.130%以下または0.120%以下であるのが好ましい。
Nbは、炭窒化物、または固溶Nbが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化し、低温靭性を向上させる効果を有する。また、NbCとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与する。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Nb含有量は0.100%以下とする。必要に応じて、Nb含有量を0.080%以下、0.060%以下または0.050%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、下限を0.001%または0.010%としてもよい。
Vは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、V含有量は0.300%以下とする。必要に応じて、V含有量を0.200%以下、0.100%以下または0.060%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、下限を0.001%または0.010%としてもよい。
Cuは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Cu含有量は2.00%以下とする。また、Cu含有量が多量に含まれると鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。そのため、Cu含有量は1.20%以下、0.80%以下、0.50%以下または0.25%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Cu含有量の下限を0.01%としてもよい。
Niは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ni含有量は2.00%以下とする。また、Ni含有量が多量に含まれると延性が劣化するおそれがある。そのため、Ni含有量を0.60%以下、0.35%以下または0.20%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Ni含有量の下限を0.01%としてもよい。
Crは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Cr含有量は2.00%以下とする。より経済性を高めるため、その上限を1.00%、0.60%または0.30%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Cr含有量の下限を0.01%としてもよい。
Moは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Mo含有量は1.00%以下とする。より経済性を高めるため、その上限を0.60%、0.30%または0.10%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Mo含有量の下限を0.005%または0.01%としてもよい。
Bは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、B含有量は0.0100%以下とする。また、Bは強力な焼き入れ元素であり、その含有量が多量に含まれると冷却中にフェライト変態が十分に進行せず、十分な残留オーステナイトが得られないことがある。そのため、B含有量を0.0050%以下、0.0020%以下または0.0015%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、B含有量の下限を0.0001%または0.0002%としてもよい。
Mgは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Mg含有量は0.0100%以下とする。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Mg含有量の下限を0.0001%または0.0005%としてもよい。
Caは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ca含有量は0.0100%以下とする。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るためには、Ca含有量は0.0005%以上であるのが好ましい。
REM(希土類元素)は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、REM含有量は0.1000%以下とする。必要に応じて、その上限を0.0100%または0.0060%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、REM含有量の下限を0.0001%または0.0005%としてもよい。
Co:0〜1.000%
Zn:0〜1.000%
W:0〜1.000%
Zr、Co、ZnおよびWは、それぞれ1.000%以下の範囲であれば含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの上限を0.300%または0.10%としてもよい。Zr、Co、ZnおよびWの合計含有量が1.000%以下または0.100%であることが好ましい。これらの含有は必須でなく、下限は0%であるが、必要に応じて、下限を0.0001%としてもよい。
Snは、少量であれば含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。しかし、0.05%を超えると熱間圧延時に疵が発生するおそれがある。そのため、Sn含有量は0.050%以下とする。Snの含有は必須でなく、下限は0%であるが、必要に応じて、下限を0.001%としてもよい。
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、該鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、かつ、該鋼板の表面から1/4tまたは3/4tの位置における組織をいうものとする。また、以下の説明において「%」は、「面積%」を意味する。
Tiを含有する微細な析出物(微細析出したTiの炭化物などであり、以下、「微細Ti析出物」ともいう。)が圧延後の冷却中にγ→α変態する際のTiの炭化物の過飽和度を駆動力としてTiの炭化物がフェライト中に相界面析出または均質核生成してTiの炭化物が微細に分散した初析フェライトが析出強化したフェライトである(以下、「析出強化フェライト」ともいう。)。析出強化フェライトは、優れた均一伸びと強度とを両立するために必要な組織である。
ベイナイトは、強度と局部延性とのバランスを得るために必要な組織であり、亀裂の伝搬を抑制する効果がある。しかし、ベイナイトが多くなりすぎると、フェライトが減少し、局部延性は優れるものの均一伸びが著しく劣化してしまう。そのため、ベイナイトの面積率は30〜95%とする。ベイナイトの面積率は80%以下であることが好ましく、さらに均一伸びを重視する場合は70%以下にすることがより好ましい。
高バーリング鋼は、析出強化フェライトおよびベイナイトの存在により加工性を確保しつつ、高強度も確保し、強度と加工性とを両立することが特徴である。しかしながら、鋼板中にマルテンサイト変態を起こさなかった熱力学的に安定な残留オーステナイトが存在するということは、その残留オーステナイトのC濃度は高く、残留オーステナイトが板鍛造時に加工誘起変態して生成するマルテンサイトの硬度が高くなりすぎて、ボイドの発生を助長してしまう。そのため、残留オーステナイトはできるだけ少ない方がよく、その面積率は2%以下とする。残留オーステナイトの面積率は1.5%以下、1%以下または0.5%以下が好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%であり、0%が最も好ましい。
高バーリング鋼は、析出強化フェライトおよびベイナイトの存在により加工性を確保しつつ、高強度も確保し、強度と加工性とを両立することが特徴である。しかしながら、硬質組織であるマルテンサイトの面積率が2%を超えると、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、マルテンサイトとフェライトとの境界にボイドが発生し易くなり、破断しやすくなる。そのため、マルテンサイトの面積率は2%以下とする。マルテンサイトの面積率は1.5%以下、1%以下または0.5%以下であるのが好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%である。
パーライトは、穴広げ成形の際に破壊の起点となるため、その面積率は1%以下とする。パーライトの面積率は0.5%以下であるのが好ましい。パーライトの面積率は極力低減することが好ましく、0%であることが好ましい。
高バーリング鋼は、優れた均一伸びと強度とを両立する析出強化フェライト、および強度と局部延性とを両立するベイナイトを有する。これにより優れた強度、均一伸びおよび局部延性が得られる。析出強化フェライトとベイナイトとの合計面積率が95%未満であると、これら特性が劣化してしまう。したがって、析出強化フェライトおよびベイナイトの合計面積率は95%以上とする。該合計面積率は97%以上であるのが好ましく、98%以上であるのがより好ましい。
円相当径(直径)R={(6/8)・(1/π)・N・a3}(1/3)
TiNが大きいと、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、粒界に存在するボイドが結合し易くなることから、TiNの平均円相当径は10.0μm以下とする。これらの効果をより確実に確保するため、TiNの平均円相当径は8.0μm以下であるのが好ましく、5.0μm以下であることがより好ましい。
TiNとフェライトとの界面に発生したボイドが成長し、ボイド同士が結合してさらに大きなボイドとならないようにするため、TiN間の距離を一定量確保する必要がある。そのため、隣接するTiN間の距離の平均値を10.0μm以上とする。
ナノ硬度の標準偏差:1.0GPa以下
硬質組織と軟質組織との変形能の差を小さくすることにより両組織の界面に発生するボイドを少なくし、さらにボイド間隔をあけることにより、ボイドが結合して亀裂に成長することを抑制することが可能になる。そこで、硬質組織と軟質組織との変形能の差に対応するナノ硬度差をできるだけ低減することにより、ボイドの発生が抑制できる。本発明においては、軟質組織と硬質組織との硬度差の指標として、試料断面におけるナノ硬度の標準偏差を採用する。
本発明に係る鋼板は、従来の高バーリング鋼と同等の780MPa以上の引張強さを有することが好ましい。引張強さの上限を特に定める必要はないが、1200MPa、1150MPaまたは1000MPaとしてもよい。ただし、引張強さは、JIS Z 2241(2011)の引張強さを示す。
均一伸びが小さいとプレス成型時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。プレス成形性を確保するため、均一伸び(u−EL)と引張強さ(TS)との積:TS×u−EL≧7000MPa%を満たすことが好ましい。ただし、均一伸びは、JIS Z 2241(2011)で規定する試験において、公称応力σnと公称歪みεnとの関係で、公称応力σnを公称歪みεnで微分したときの値がゼロとなる点の公称歪みをεn0とした時、以下の式で表される。
均一伸び(u−EL)=ln(εn0+1)
穴広げ性が悪いと、伸びフランジ加工をした際に材料流れ性が悪く割れを生じる可能性がある。そのため、穴広げ性を確保するため、穴広げ率(λ)と引張強さ(TS)との積:(TS)×(λ)≧50000MPa%を満たすことが好ましい。ただし、穴広げ率(λ)は、JIS Z 2256(2010)に準拠した試験方法による穴広げ率の(λ)を表す。
相当塑性歪みは、単純せん断試験でのせん断応力σsとせん断塑性歪みεspとの関係を、変形形態の異なる、単軸引張試験での引張応力σと引張歪みεとの関係に変換するものであり、等方硬化則と塑性仕事共役との関係を仮定して、定数である変換係数(κ)を用いて変換したものである。
単軸引張試験での引張応力σ(変換)=単純せん断試験でのせん断応力σs×κ
単軸引張試験での引張歪みε(変換)=単純せん断試験でのせん断塑性歪みεsp/κ
板厚:1.0〜4.0mm
本発明に係る鋼板は、主に自動車などが主な用途であり、その板厚範囲は主に1.0〜4.0mmである。このため、板厚範囲を1.0〜4.0mmとしてもよい、必要に応じて、下限を1.2mm、1.4mmまたは1.6mmに、上限を3.6mm、3.2mmまたは2.8mmとしてもよい。
発明者らは、これまでの研究により、下記に示す(a)から(f)までの製造工程を順に行うことにより、本発明の熱間圧延鋼板を製造することができることを確認している。以下、各製造工程について詳しく説明する。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉または電炉等による溶製に引き続き各種の2次製錬を行って上述した成分組成となるように調整する。次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法でスラブを製造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップ等を使用しても構わない。
製造されたスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延鋼板とする。熱間圧延を行うに際しては、まず、スラブを加熱する。加熱工程においては、スラブを下記(i)式で表わされるSRTmin℃以上、1260℃以下の温度に加熱する。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却した後、再度加熱してもよいし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱してもよい。ここで、SRTminは、TiCの溶体化温度を意味する。
SRTmin=7000/{2.75−log(Ti×C)}−273 ・・・(i)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。
加熱後は、加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延およびその後の多段仕上圧延を施す。Tiを含む析出物が析出しないように、粗圧延の終了温度は1100℃以上とする。また、前述したように、多段仕上圧延は、3段以上の多段(例えば6段または7段)の連続圧延で行われる。そして、最終3段の圧延における累積歪(有効累積歪み)が、0.01〜0.10になるように多段仕上圧延を行なう。
上式(iii)中のΣは、i=1〜3についての総和を示す。
但し、i=1は、多段仕上圧延において最後から1段目の圧延(つまり、最終段圧延)を、i=2は最後から2段目の圧延、i=3は最後から3段目の圧延を、それぞれ示す。
εi(ti,Ti)=ei/exp((ti/τR)2/3) ・・・(iv)
ti:最後からi段目の圧延から最終段圧延後の一次冷却開始までの時間(s)
Ti:最後からi段目の圧延の圧延温度(K)
ei:最後からi段目の圧延で圧下したときの対数歪み
ei=|ln{1−(i段目の入側板厚−i段目の出側板厚)/(i段目の入側板厚)}|
=|ln{(i段目の出側板厚)/(i段目の入側板厚)}| ・・・(v)
τR=τ0・exp(Q/(R・Ti)) ・・・(vi)
τ0=8.46×10−9(s)
Q:Feの転位の移動に関する活性化エネルギーの定数=183200(J/mol)
R:ガス定数=8.314(J/(K・mol))
Ar3=970−325×C+33×Si+287×P+40×Al−92×(Mn+Mo+Cu)−46×(Cr+Ni) ・・・(ii)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。
多段仕上圧延終了後、1.00〜5.00s後に得られた熱間圧延鋼板の冷却を開始する。そして、圧延終了温度から、650〜750℃の温度まで10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後、大気中で1〜10s保持する。
大気中での保持後に、600〜740℃の温度範囲から、10℃/s以上の平均冷却速度で冷却する。冷却開始温度が600℃未満では、フェライト変態が十分に進行せず、微細Ti析出物の析出も不十分となる。一方、冷却開始温度が740℃を超えると、フェライト変態が過度に進行するとともに、パーライトが生成して穴広げ性が劣化するおそれがある。また、微細Ti析出物が粗大化して強度が低下するおそれがある。
その後、冷却された熱間圧延鋼板を、450〜650℃の巻取り温度で巻き取る。巻取工程後の条件は、特に限定されない。
上記のようにして得られた熱延鋼板は、板鍛造性に優れているため、当該熱延鋼板を板鍛造などの鍛造加工することにより、従来ではなし得なかった高強度を要する複雑形状の鍛造部品を得ることができる。
得られた熱間圧延鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、該鋼板の端面から1/4Wで、かつ、該鋼板の表面から1/4tの位置から金属組織観察用の試験片を切り出した。
機械特性のうち引張強度特性(引張強さ(TS)、均一伸び(u−EL)、穴広げ率(λ))は、板幅をWとした時に、板の片端から板幅方向に1/4Wもしくは3/4Wのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向(幅方向)を長手方向として採取したJIS Z 2241(2011)の5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011)に準拠して評価した。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、JIS Z 2256 2010記載の試験方法に準拠して評価した。
せん断応力σs=せん断力/(鋼板の圧延方向の試験片の長さ×試験片の板厚)
せん断ひずみεs=tan(θ)
せん断塑性ひずみεsp=せん断ひずみεs−せん断弾性ひずみεse
せん断弾性ひずみεse=σs/G
σs:せん断応力
G:せん断弾性率
ここで、G=E/2(1+ν)≒78000(MPa)とした。
E(ヤング率(縦弾性係数))=206000(MPa)
ポアソン比(ν)=0.3
2 チャッキング部
Claims (6)
- 鋼板の化学組成が、質量%で、
C:0.020〜0.070%、
Si:0.05〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜1.000%、
N:0%超〜0.0030%以下、
P:0.050%以下、
S:0.005%以下、
Ti:0.015〜0.170%、
Nb:0〜0.100%、
V:0〜0.300%、
Cu:0〜2.00%、
Ni:0〜2.00%、
Cr:0〜2.00%、
Mo:0〜1.00%、
B:0〜0.0100%、
Mg:0〜0.0100%、
Ca:0〜0.0100%、
REM:0〜0.1000%、
Zr:0〜1.000%、
Co:0〜1.000%、
Zn:0〜1.000%、
W:0〜1.000%、
Sn:0〜0.050%、および、
残部:Feおよび不純物であり、
前記鋼板の圧延方向と垂直な断面において、前記鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、前記鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、かつ、前記鋼板の表面から1/4tまたは3/4tの位置における金属組織が、面積%で、
フェライト:5〜70%、
ベイナイト:30〜95%、
残留オーステナイト:2%以下、
マルテンサイト:2%以下、および、
パーライト:1%以下、であり、かつ、
フェライトおよびベイナイトの合計:95%以上であり、
前記フェライトは、粒内にTiを含む析出物を有し、
前記Tiを含む析出物の個数密度が、1.0×1016〜50.0×1016個/cm3であり、
前記鋼板中にTiN析出物が含まれ、
前記TiN析出物の平均円相当径が1.0〜10.0μmであり、
隣接する前記TiN析出物間の最短距離の平均値が10.0μm以上であり、
ナノ硬度の標準偏差が1.00GPa以下である、
熱間圧延鋼板。 - 前記Tiを含む析出物の平均円相当径が1.00〜3.00nmである、
請求項1に記載の熱間圧延鋼板。 - 引張強さが780MPa以上であり、
均一伸びと引張強さとの積が7000MPa・%以上であり、
穴広げ率と引張強さとの積が50000MPa・%以上である、
請求項1または請求項2に記載の熱間圧延鋼板。 - 請求項1から請求項3までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板を製造する方法であって、
請求項1に記載の化学組成を有するスラブに対して、加熱工程、連続熱延工程、第1冷却工程、第2冷却工程および巻取工程を順に施し、
前記加熱工程において、前記スラブを下記(i)式で表わされるSRTmin℃以上、1260℃以下の温度に加熱し、
前記連続熱延工程は、粗圧延と3段以上の多段仕上圧延とを含み、
前記粗圧延の終了温度が1100℃以上であり、
前記多段仕上圧延における最終3段の圧延における累積歪みが、0.01〜0.10であり、
前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記(ii)式で求められるAr3+30℃以上の温度であり、
前記第1冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、1.00〜5.00s後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、650〜750℃の温度範囲まで、10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後、大気中で1〜10s保持し、
前記第2冷却工程では、前記大気中での保持後に、600〜740℃の温度範囲から、10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記巻取工程では、450〜650℃の巻取り温度で巻取る、
熱間圧延鋼板の製造方法。
SRTmin=7000/{2.75−log(Ti×C)}−273 ・・・(i)
Ar3=970−325×C+33×Si+287×P+40×Al−92×(Mn+Mo+Cu)−46×(Cr+Ni) ・・・(ii)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。 - 請求項1から請求項3までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板から得られる、
鋼製鍛造部品。 - 請求項1から請求項3までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板に対して、少なくとも鍛造加工を施す、
鋼製鍛造部品の製造方法。
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