WO2020184372A1 - 熱延鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2019年3月11日に、日本に出願された特願2019-43961号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
特に近年、自動車の足廻り部品の軽量化への要望が高まっており、引張強度780MPa以上の高強度とともに、優れた曲げ加工性の実現が重要な課題となっている。
また、特許文献1では、曲げ加工性に優れるフェライトを主相とし、鋼板の表面粗さを小さくすることによるき裂の発生抑制と、微細析出物によるき裂伝播の抑制を組み合わせることで、曲げ加工性が改善することが報告されている。特許文献2では、鋼板表層の硬さを鋼板中央部よりも低くすることで、曲げ加工性を向上させる技術が報告されている。
そこで、本発明は、引張強度と曲げ加工性とに優れる高強度熱延鋼板を提供することを課題とする。
(2)(1)に記載の熱延鋼板は、前記スケール傷部の平均アスペクト比が5以下であってもよい。
(3)(1)又は(2)に記載の熱延鋼板は、前記化学成分として、質量%で、Ti:0.001~0.20%、Nb:0.001~0.20%、B:0.001~0.010%、V:0.005~1.0%、Cr:0.005~1.0%、Mo:0.005~1.0%、Cu:0.005~1.0%、Co:0.005~1.0%、W:0.005~1.0%、Ni:0.005~1.0%、Ca:0.0003~0.01%、Mg:0.0003~0.01%、REM:0.0003~0.01%、Zr:0.0003~0.01%からなる群から構成される少なくとも1種を含有してもよい。
従来、鋼板の曲げ加工における割れは曲げ外側の鋼板表面または端面付近から亀裂が発生することが一般的であったが、鋼板の高強度化に伴い、曲げ内側に微小な亀裂が生じることがある。このような曲げの内側に生じる微小な亀裂の抑制方法は従来の知見では示されていない。
曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む(せん断変形帯の発生)。
本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ780MPa級以上の鋼板で発生しやすくなり、980MPa級以上の鋼板で顕著になり、1180MPa級以上の鋼板で更に顕著な課題となることがわかった。
また、本発明者らは、上記の表面性状を得るために効果的な熱間圧延方法も見出した。熱間圧延時に表層スケールがロールによって鋼板に押しつけられる現象が、特に最終的な表面性状に大きく影響することが明らかになり、表面性状を制御するためには熱間圧延中のスケール成長を制御することが重要であり、圧延中の鋼板表面に水をある条件で吹き付けることでこれを達成できることが明らかになった。
以下、本実施形態に係る熱延鋼板の成分組成について詳細に説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がFe及び不純物からなる。
Cは鋼板強度を確保する上で重要な元素である。C含有量が0.030%未満では、引張強度780MPa以上を確保することができない。したがって、C含有量は0.030%以上とし、好ましくは0.050%以上である。
一方、C含有量が、0.250%超になると、溶接性が悪くなるので、上限を0.250%とする。好ましくは、C含有量が0.200%以下、さらに好ましくは、0.150%以下である。
Siは、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Si含有量が0.05%未満では、降伏強度が低下するため、Si含有量は0.05%以上とする。Si含有量は好ましくは、0.10%以上、さらに好ましくは0.30%以上である。
一方、Si含有量が2.50%超では、表面性状劣化を引き起こすため、Si含有量は2.50%以下とする。Si含有量は好ましくは2.00%以下、より好ましくは1.50%以下である。
Mnは、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Mn含有量が1.00%未満では、780MPa以上の引張強度を確保することができない。したがって、Mn含有量は、1.00%以上とする。Mn含有量は好ましくは1.50%以上であり、より好ましくは2.00%以上である。
一方、Mnを過剰に添加すると、Mn偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下する。したがって、Mn含有量は4.00%以下とし、好ましくは、3.00%以下、より好ましくは、2.60%以下とする。
Alは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。sol.Al含有量が、0.001%未満では、十分に脱酸できないため、sol.Al含有量は、0.001%以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、0.010%以上の添加がより望ましい。さらに望ましくは、sol.Al含有量は0.020%以上である。
一方、sol.Al含有量が2.000%超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、sol.Al含有量は2.000%以下とし、好ましくは1.500%以下であり、より好ましくは1.000%以下であり、最も好ましくは0.080%以下とする。なお、sol.Alとは、Al2O3等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Alを意味する。
Pは、一般には鋼に含有される不純物であるが、引張強度を高める作用を有するのでPを積極的に含有させてもよい。しかし、P含有量が0.100%超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、P含有量は0.100%以下に制限する。P含有量は好ましくは0.050%以下に制限する。上記作用による効果をより確実に得るためには、P含有量を0.001%以上にしてもよい。
Sは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。S含有量が0.0200%超では溶接性の低下が著しくなると共に、MnSの析出量が増加し、低温靭性が低下する。したがって、S含有量は0.0200%以下に制限する。S含有量は好ましくは0.0100%以下、さらに好ましくは0.0050%以下に制限する。なお、脱硫コストの観点から、S含有量は、0.0010%以上としてもよい。
Nは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。N含有量が0.01000%超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0.01000%以下に制限し、好ましくは0.00500%以下としてもよい。
Tiは、TiCとして、鋼板の冷却中又は巻取り中、鋼板組織のフェライト又はベイナイトに析出し、強度の向上に寄与する元素である。また、Tiが0.20%を超えると上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、Ti含有量は、0.20%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.18%以下、より好ましくは0.15%以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ti含有量は、0.001%以上であればよい。好ましくは0.02%以上である。
Nbは、Tiと同様に、NbCとして析出し、強度を向上させるとともに、オーステナイトの再結晶を著しく抑制し、フェライトの結晶粒径を微細化する元素である。Nbが0.20%を超えると、上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、Nb含有量は0.20%以下とする。好ましくは、0.15%以下、より好ましくは、0.10%以下である。上記の効果を好ましく得るために、Nb含有量は、0.001%以上であればよい。好ましくは0.005%以上である。
Bは粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、打ち抜き時の打ち抜き断面の荒れを抑制することができる。したがって、Bを含有させてもよい。B含有量が0.010%を超えても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、B含有量の上限は0.010%以下とする。B含有量は、好ましくは、0.005%以下、より好ましくは、0.003%以下である。上記の効果を好ましく得るためには、B含有量は、0.001%以上であればよい。
V,Cr,Mo,Cu,Co,W,Niは、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ1.0%を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。したがって、V含有量、Cr含有量、Mo含有量、Cu含有量、Co含有量、W含有量およびNi含有量は、それぞれ1.0%以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、V:0.005%以上、Cr:0.005%以上、Mo:0.005%以上、Cu:0.005%以上、Co:0.005%以上、W:0.005%以上およびNi:0.005%以上のうち、少なくとも1種を含有していることが好ましい。
Ca,Mg,REM,Zrは、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についてもそれぞれ0.01%を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ0.01%以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を0.0003%以上とすることが好ましい。
ここで、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、その少なくとも1種である。上記REMの含有量はこれらの元素の少なくとも1種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
本実施形態に係る熱延鋼板の表面性状は、深さ10μm以上のスケール傷部の面積率が20%以下である必要がある。スケール傷部の面積率が20%超では、曲げ加工時の初期にスケール傷部の局所へのひずみ集中が生じ、曲げ内割れの亀裂発生の原因となる。この観点から面積率は10%以下が望ましく、5%以下が更に望ましい。
スケール傷部の詳細な定義の仕方は以下の通りである。焦点深度の解析によって対象の3D画像データを取得するデジタル顕微鏡等の装置(例えばRH-2000(株式会社ハイロックス製))を用いて、熱延鋼板の表面3000μm×3000μmの範囲の3D画像データを取得する。図1は本実施形態に係る熱延鋼板の板面を平面視した場合の模式図であり、図2は図1のP-P’線に沿って切断したときの本実施形態に係る熱延鋼板の板厚方向の断面図である。取得した3D画像データ内において最も高さが高い位置と最も高さが低い位置との平均の高さ位置を平均高さ位置Iとし、平均高さ位置Iよりも高さ位置が10μm以上低い領域をスケール傷部10と定義する。次に、図1に示すように、熱延鋼板100の表面3000μm×3000μmの範囲の3D画像データを圧延方向上部から平面視した画像を作成し、当該範囲に含まれる全てのスケール傷部10の投影面積を当該範囲の合計投影面積で除することにより、スケール傷部10の面積率を算出する。
つまり、3000μm×3000μmの範囲内に、平均高さ位置よりも高さ位置が10μm以上低い領域が存在しない場合には、その範囲内にはスケール傷部が存在しないこととなる。
この観点からスケール傷部の平均アスペクト比を5以下とすることが望ましい。平均アスペクト比は望ましくは3以下、更に望ましくは2以下である。
3000μm×3000μmの視野内における全てのスケール傷部10についてアスペクト比を測定し(図1に示す例では3個のスケール傷部10)、その平均した値を平均アスペクト比と定義する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼組織の構成相として、フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなどのいずれの相を有していても良く、組織中に炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。
例えば、面積%で、80%以下のフェライトや、0~100%のベイナイトまたはマルテンサイト、その他に残留オーステナイト:25%以下、パーライト:5%以下を含むことができる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、780MPa以上の引張強度(TS)を有する。一方、本実施形態の構成で1470MPa超とすることは困難であるため、実質的な引張強度の上限は1470MPa以下である。そのため、引張強度の上限は特に定める必要はないが、本実施形態において実質的な引張強度の上限を1470MPaとすることができる。
なお、引張試験はJIS Z2241(2011)に準拠して行えばよい。
本実施形態に係る熱延鋼板では、曲げ内割れ性の指標値とする限界曲げR/tの値が2.0以下であることが好ましい。R/tの値は、例えば、熱延鋼板の幅方向1/2位置から、短冊形状の試験片を切り出し、曲げ稜線が圧延方向(L方向)に平行である曲げ(L軸曲げ)と、曲げ稜線が圧延方向に直角な方向(C方向)に平行である曲げ(C軸曲げ)の両者について、JIS Z2248(Vブロック90°曲げ試験)に準拠して曲げ加工を行い、曲げ内側に生じた亀裂を調査して求めることができる。長さ30μm以上の亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、L軸とC軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げR/tとして曲げ性の指標値とすることができる。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
粗圧延は、スラブを所望の寸法形状にすればよく、その条件は特に限定しない。なお、粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における、圧延開始時から圧延完了時までの熱延板先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼすため、これを考慮して決定することが好ましい。
K’/Si*≧2.5・・・(2)
ここで、Si≧0.35のときはSi*=140√Siとし、Si<0.35のときはSi*=80とする。なお、Siは鋼板のSi含有量(質量%)を表す。
K’=D×(DT-930)×1.5+Σ((FTn-930)×Sn)・・・(3)
ここで、Dは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量(m3/min)、DTは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングを行う際の鋼板温度(℃)、FTnは仕上げ圧延のn段目における鋼板温度(℃)、Snは仕上げ圧延のn-1段目とn段目の間に水をスプレー状に鋼板に吹き付けるときの時間当たりの吹き付け量(m3/min)である。
上記式(3)の第2項目は、仕上げ前のデスケーリングで剥離しきれなかったスケールや、仕上げ圧延中に再度形成したスケールを、仕上げ圧延中にデスケーリングする上での効果を示す項であり、高い温度において、多量の水をスプレー状に鋼板に吹き付けることでよりデスケーリングしやすくなることを示す。
なお、デスケーリング制御のメカニズムから考えると、スケール傷部の形成しにくさを示す製造条件の本来のパラメータは「温度に関するパラメータ」と「水の吹付量に関するパラメータ」との積を、仕上げ圧延を行う温度範囲で積分したものになると考えられる。これは、より高温でより多くの水を吹きつけることでデスケーリングを助長するという考え方によるものである。
本発明者らは、製造条件を制御する上でより簡易なパラメータとするため、上記の本来のパラメータを各ロール間で分割したものを総和することに相当するパラメータK’(式3)を用いることで、表面粗さの制御が可能であることを見出している。
ここで、パラメータK’は仕上げ圧延機のスタンド数やロール間距離、通板速度によっては、上記の本来のパラメータとかい離してくることが考えられる。しかしながら、本発明者らは、仕上げ圧延スタンド数5~8台、ロール間距離4500mm~7000mm、通板速度(最終段通過後の速度)400~900mpmの範囲であれば、上記のパラメータK’を用いて表面粗さの制御が可能なことを確認している。
なお、K’/Si*を3.0以上とするとスケール傷部の平均アスペクト比を5以下にでき、より好ましい表面性状が得られる。この理由は完全には明らかではないが、以下のように推定できる。すなわち、ロールがスケールを鋼板に押し込んでスケール傷部を形成する際に、スケールはロールの軸の方向、すなわち圧延方向(L方向)に直角の方向(C方向)にある程度の間隔ごとに分断しながら鋼板に押し込まれる。これがスケール傷部がC方向に伸長した形状を有しやすくなる理由である。このとき、スケール厚さが厚いほどスケールが分断される間隔は長くなると推定され、スケール傷部のアスペクト比も大きくなる可能性がある。そのため、K’/Si*を大きくして仕上げ圧延中にスケールが存在しにくい条件とすることで、スケール傷部のアスペクト比も低減できると考えられる。
F≧0.5・・・(4)
Fは仕上げ圧延の開始から完了までの時間(x秒)のうち、鋼板がロールと接している時間(y秒)を除いた総時間(x-y秒)のうち、鋼板の表面が水膜で覆われている時間(z秒)の比率を示す。つまり、F=z/(x-y)で示される。
本実施形態の熱延鋼板では、ベース組織の制御ではなく、表面性状を制御することによって、優れた曲げ加工性を達成しているため、冷却工程および巻取り工程の条件は特に限定しない。したがって、多段仕上げ圧延後の冷却工程、および巻取り工程は、常法によって行えば良い。
粗圧延板は、以下の3種類の仕上げ圧延機を用いて、表2及び表3に記載の仕上げ圧延板板厚まで仕上げ圧延を行った。
圧延機A:スタンド数7台、ロール間距離5500mm、通板速度700mpm
圧延機B:スタンド数6台、ロール間距離5500mm、通板速度600mpm
圧延機C:スタンド数7台、ロール間距離6000mm、通板速度700mpm
その後、表2及び表3に記載の各条件で熱間圧延を施した。用いた仕上げ圧延機についても表2及び表3に示した。なお、デスケーリングを行う際の鋼板温度DTについて、ここでは仕上げ圧延開始温度とほぼ変わらないため、仕上げ圧延の1段目の鋼板温度FT1を用いてK’を算出した。仕上げ圧延完了後、熱延板組織をベイナイト、フェライト-ベイナイト、マルテンサイトとすることを狙いとして、以下に示す、各冷却パターンで冷却および巻取りを行った。
本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延後、20℃/秒以上の冷却速度で、巻取り温度450℃~550℃まで冷却後、コイル状に巻き取る、冷却工程および巻取り工程を施した。
本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延後、20℃/秒以上の平均冷却速度で600~750℃の冷却停止温度範囲まで冷却し、冷却停止温度範囲内で2~4秒保持後、さらに冷却速度20℃/秒以上の平均冷却速度で、500~600℃の巻取り温度でコイル状に巻き取る冷却工程および巻取り工程を施すことによって得た。なお、この工程において、温度、保持時間等を明確に決定する必要がある場合には、以下の式のAr3温度を用いて温度、時間を設定した。なお、以下の式におけるC、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moはそれぞれの元素の単位:質量%での含有量を表す。
Ar3(℃)=870-390C+24Si-70Mn-50Ni-5Cr-20Cu+80Mo
本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延完了後、20℃/秒以上の平均冷却速度で、100℃以下の巻取り温度まで冷却後、コイル状に巻き取る、冷却工程および巻取り工程を施して製造した。
スケール傷部は以下のようにして測定した。RH-2000(株式会社ハイロックス製)を用いて、熱延鋼板の表面3000μm×3000μmの範囲の3D画像データを取得し、上記で定義したスケール傷部の面積率(%)およびアスペクト比を算出した。
曲げ稜線が圧延方向(L方向)に平行である曲げ(L軸曲げ)と、曲げ稜線が圧延方向に直角な方向(C方向)に平行である曲げ(C軸曲げ)の両者について、Z2248(Vブロック90°曲げ試験)に準拠して曲げ加工性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、L軸とC軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げR/tとして曲げ性の指標値とした。限界曲げR/tが2.0以下のものを合格とした。
ただし、亀裂の有無は、Vブロック90°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが30μmを超える場合に亀裂有と判断した。
100 熱延鋼板
X 圧延方向(L方向)
Y 圧延方向と直角の方向(C方向)
T 板厚方向
I 平均高さ位置
Claims (3)
- 化学成分として、質量%で、
C:0.030~0.250%、
Si:0.05~2.50%、
Mn:1.00~4.00%、
sol.Al:0.001~2.000%、
P:0.100%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.01000%以下、
Ti:0~0.20%、
Nb:0~0.20%、
B:0~0.010%、
V:0~1.0%、
Cr:0~1.0%、
Mo:0~1.0%、
Cu:0~1.0%、
Co:0~1.0%、
W:0~1.0%、
Ni:0~1.0%、
Ca:0~0.01%、
Mg:0~0.01%、
REM:0~0.01%、
Zr:0~0.01%、及び
残部:Fe及び不純物を含有し、
鋼板表面の平均高さよりも10μm以上低い部分であるスケール傷部の面積率が20%以下であり、
引張強度が780MPa以上であることを特徴とする熱延鋼板。 - 前記スケール傷部の平均アスペクト比が5以下であることを特徴とする、請求項1に記載の熱延鋼板。
- 前記化学成分として、質量%で、
Ti:0.001~0.20%、
Nb:0.001~0.20%、
B:0.001~0.010%、
V:0.005~1.0%、
Cr:0.005~1.0%、
Mo:0.005~1.0%、
Cu:0.005~1.0%、
Co:0.005~1.0%、
W:0.005~1.0%、
Ni:0.005~1.0%、
Ca:0.0003~0.01%、
Mg:0.0003~0.01%、
REM:0.0003~0.01%、
Zr:0.0003~0.01%
からなる群から構成される少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の熱延鋼板。
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