WO2012020511A1 - 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
しかし、これらDP鋼やTRIP鋼は伸び特性には優れるものの穴拡げ性が劣るという問題がある。穴拡げ性は加工穴部を拡張してフランジ成形させるときの加工性を示す指標で、伸び特性と共に高強度鋼板に要求される重要な特性である。
本発明は、上記した知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する%表示は特に断らない限り質量%を意味するものとする。
Cはオーステナイトを安定化させる元素であり、フェライト以外の相を生成しやすくするため、鋼板強度を上昇させるとともに、組織を複合化してTS−ELバランスを向上させるために必要な元素である。C量が0.05%未満では製造条件の最適化を図ったとしてもフェライト以外の相の確保が難しく、TS×ELが低下する。一方、C量が0.3%を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。こうした観点からC量は、0.05~0.3%の範囲とする。好ましくは0.08~0.15%の範囲である。
Siは鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのCの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。ここに、Si量が0.3%に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を0.3%とした。ただし過剰な添加は、表面性状、溶接性を劣化させるので、Siは2.5%以下で含有させるものとした。好ましくは0.7~2.0%の範囲である。
Mnは鋼の強化に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイト等の低温変態相の生成を促進する。このような作用は、Mn含有量が0.5%以上で認められる。ただし、Mnを3.5%を超えて過剰に添加すると、第二相分率の過剰な増加や固溶強化によるフェライトの延性劣化が著しくなり成形性が低下する。従って、Mn量を0.5~3.5%の範囲とする。好ましくは1.5~3.0%の範囲である。
Pは鋼の強化に有効な元素であり、この効果は0.003%以上で得られる。しかし、0.100%を超えて過剰に添加すると粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、P量は0.003%~0.100%の範囲とする。
SはMnSなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から0.02%以下とする。
Alは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。ここに、Al量が0.01%に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を0.01%とした。しかし多量に添加すると連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり製造性を低下させる。従ってAlの添加量の上限は0.5%とする。
Cr、Mo、V、Ni、Cuは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、低温変態相の生成を促進し鋼の強化に有効に働く。この効果は、Cr、Mo、V、Ni、Cuの少なくとも1種を0.005%以上含有させることで得られる。しかし、Cr、Mo、V、Ni、Cuのそれぞれの成分が2.00%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従ってCr、Mo、V、Ni、Cuの量はそれぞれ、0.005~2.00%の範囲とする。
Ti、Nbは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。このような効果はそれぞれ0.01%以上で認められる。一方、Ti、Nbはそれぞれ0.20%を超えて含有しても、過度に高強度化し、延性が低下する。このため、Ti、Nbの量はそれぞれ0.01~0.20%の範囲とする。
Bはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する。その効果は0.0002%以上で得られる。しかし、B量が0.005%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、B量は0.0002~0.005%の範囲とする。
Ca、REMはいずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、必要に応じてCa、REMの1種または2種を0.001%以上含有させることができる。しかしながら過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、それぞれ0.005%以下とする。
次に鋼の組織について説明する。
フェライトの面積率が20%未満だとTS×ELが低下するため20%以上とする。好ましくは50%以上である。
焼戻しマルテンサイトとはマルテンサイトをAc1変態点以下、好ましくはAc1変態点よりも低い温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織を示し、鋼の強化に有効に働く。また、マルテンサイトをAc1変態点を超える温度に加熱して得られる組織は、フェライト中にセメンタイトを含まない組織であり、本願発明で意図する焼戻しマルテンサイトとは基本的に異なるものである。
マルテンサイトは鋼の高強度化に有効に働くが、その面積率が10%を超えると伸びフランジ性が顕著に低下する。従って、マルテンサイトの面積率は0~10%とする。
残留オーステナイトは鋼の強化に寄与するだけでなく、鋼のTS×ELの向上およびに有効に働く。このような効果は体積率が3%以上で得られる。また、残留オーステナイトが15%を超えると穴拡げ性が低下する。従って、残留オーステナイトの体積率は3~15%とする。
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトからなる低温変態相は耐衝撃特性の向上に有効に働く。特に低温変態相を微細に分散させることにより耐衝撃特性が向上し、低温変態相の平均結晶粒径が3μm以下でその効果が顕著となる。従って低温変態相の平均結晶粒径を3μm以下とする。
上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を熱間圧延および冷間圧延を施した後、連続焼鈍を行う。鋳造、熱延圧延、冷間圧延については特に製造方法を限定するものではないが、以下に好適な製造方法について説明する
鋳造条件
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
スラブ加熱温度:1100℃以上
スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が1100℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延終了温度がAr3変態点未満では、圧延中にフェライトとオーステナイトが生成して、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延温度はAr3変態点以上とすることが望ましい。
巻取り温度が450℃未満だと巻取り温度の制御が難しく温度ムラが生じやすくなり、その結果冷間圧延性が低下するなどの問題が生じることがある。また巻取り温度が700℃を超えると地鉄表層で脱炭が生じるなどの問題が起こることがある。このため、巻取り温度は450~700℃の範囲とするのが望ましい。
本発明の鋼における再結晶温度域である500℃からAc1変態点における平均加熱速度を10℃/s以上とすることで、加熱昇温時の再結晶が抑制され、Ac1変態点以上で生成するオーステナイトの微細化、ひいては焼鈍冷却後の組織の微細化に有効に働き、低温変態相の平均粒経を3μm以下とすることが可能となる。
加熱温度が750℃未満あるいは保持時間が10秒未満では、焼鈍時のオーステナイトの生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の低温変態相が確保できなくなる。保持温度および保持時間の上限は特に規定しないが、保持温度が900℃以上および保持時間が600秒以上では効果が飽和する上、コストアップにつながるので、保持温度は900℃未満および保持時間は600秒未満が好ましい。
750℃からの冷却速度が10℃/s未満ではパーライトが生成し、TS×ELおよび穴拡げ性が低下する。従って、750℃からの冷却速度は10℃/s以上とする。冷却到達温度条件は本技術で最も重要な条件の一つである。冷却停止時にはオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、残りは未変態のオーステナイトとなる。そこから再加熱し、めっき・合金化処理後、室温まで冷却することで、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、未変態オーステナイトは残留オーステナイトまたはマルテンサイトとなる。焼鈍からの冷却到達温度が低いほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少するため、冷却到達温度の制御により、最終的なマルテンサイトおよび残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が決定される。
150~350℃の温度範囲までの冷却後、350~600℃の温度範囲で10秒以上保持することで、前記冷却時に生成したマルテンサイトが焼戻され焼戻しマルテンサイトとなることで、穴拡げ性が向上し、さらに前記冷却時にマルテンサイトに変態しなかった未変態オーステナイトが安定化され、最終的に3%以上の残留オーステナイトが得られ、延性が向上する。
得られた鋼板の断面ミクロ組織、引張特性および穴拡げ性について調査を行い、その結果を表3に示した。
Claims (8)
- 質量%で、C:0.05~0.3%、Si:0.3~2.5%、Mn:0.5~3.5%、P:0.003~0.100%、S:0.02%以下、Al:0.010~0.5%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、面積率でフェライトを20%以上、焼戻しマルテンサイトを10~60%、マルテンサイトを0~10%、体積率で残留オーステナイトを3~15%含む組織を有する加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトからなる低温変態相の平均結晶粒径が3μm以下の組織を有する請求項1記載の加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板。
- 更に、質量%で、Cr:0.005~2.00%、Mo:0.005~2.00%、V:0.005~2.00%、Ni:0.005~2.00%、Cu:0.005~2.00%の中から選ばれる1種または2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板。
- 更に、質量%で、Ti:0.01~0.20%、Nb:0.01~0.20%の中から選ばれる1種または2種の元素を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板。
- 更に、質量%で、B:0.0002~0.005%を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれかに記載の加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板。
- 更に、質量%で、Ca:0.001~0.005%、REM:0.001~0.005%の中から選ばれる1種または2種の元素を含有することを特徴とする請求項1~5のいずれかに記載の加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板。
- 請求項1~6のいずれかに記載の成分を有するスラブに熱間圧延および冷間圧延を施して製造した冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、750℃以上の温度で10秒以上保持した後、750℃から平均10℃/s以上の冷却速度で150~350℃の温度域まで冷却した後、350~600℃まで加熱し10~600秒保持した後、室温まで冷却することを特徴とする加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 500℃~Ac1変態点における平均加熱速度を10℃/s以上で昇温することを特徴とする請求項7に記載の加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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