JP2007009322A - 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.06%以上0.15%以下、Si:1.2%以下、Mn:0.5%以上1.6%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下およびTi:0.03%以上0.20%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出している高強度熱延鋼板。
【選択図】なし
Description
(1)引張強度(TS)≧780MPa
(2)伸び特性:伸び(EL)≧22%
(3)伸びフランジ特性:穴拡げ率(λ)≧65%
(4)引張疲労特性:引張疲労の耐久比〔疲労限(FL)とTSの比(FL/TS)〕≧0.65
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下を含有し、さらに、
Nb:0.005%以上0.10%以下およびV:0.03%以上0.15%以下の少なくとも1種または2種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をAr3点以上(Ar3点+100℃)未満として熱間圧延を行ない、その後、3.0s以内に冷却を開始し、680℃以上(Ar3点-20℃)未満の冷却停止温度まで平均冷却速度30℃/s以上で強制冷却し、次いで3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度20℃/s以上で強制冷却して300℃以上600℃以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下を含有し、さらに、
Nb:0.005%以上0.10%以下およびV:0.03%以上0.15%以下の少なくとも1種または2種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をAr3点以上(Ar3点+100℃)未満として熱間圧延を行ない、その後、3.0s以内に冷却を開始し、680℃以上(Ar3点-20℃)未満の冷却停止温度まで平均冷却速度30℃/s以上で強制冷却し、次いで3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度20℃/s以上で強制冷却して300℃以上600℃以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
Cは炭化物を析出物としてフェライト中に析出させ、さらにベイナイトを生成させるために必要な元素であり、そのためには0.06%以上の含有が必要である。しかしながら、含有量が0.15%を超えると溶接性が劣化するため、上限を0.15%とした。より好ましい範囲は0.07%〜0.12%である。
Siは、フェライト変態を促進させる働きがある。また、固溶強化元素としての働きがあり、0.1%以上含有することが好ましい。ただし1.2%を超えて多量に含有させると表面性状が著しく劣化し、耐食性も低下するため、上限を1.2%とした。より好ましい範囲は0.2%〜1.0%である。
Mnは、強度上昇のために添加する。しかしながら、含有量が0.5%に満たないとその添加効果に乏しく、一方含有量が1.6%を超える過剰な添加は溶接性を著しく低下させるため、上限を1.6%とした。より好ましい範囲は0.8%〜1.2%である。
Pは旧γ粒界に偏析して低温靭性を劣化させるとともに、鋼中で偏析する傾向が強いため鋼板の異方性を大きくし、加工性を低下させるので極力低減することが好ましいが、0.04%までは許容されるため上限を0.04%とした。より好ましくは0.03%以下とする。
Sは旧γ粒界に偏析もしくはMnSが多量に生成した場合、低温靭性を低下させ、寒冷地で使用しにくくなり、かつ、伸びフランジ性を著しく低下させるので極力低減することが好ましいが、0.005%までは許容されるため上限を0.005%とした。
Alは鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには0.001%以上含有させることが好ましい。しかし、0.05%を超えると介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因になるため、上限を0.05%とした。
Tiは、フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素である。0.03%未満では、必要な強度を確保することが困難であり、0.20%を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなるだけなので、上限を0.20%とした。より好ましい範囲は0.08%〜0.18%である。
V:0.03%以上0.15%以下
強度および疲労強度を付与させるために、Nb、Vのうちから選んだいずれかの1種または2種を含有させることができる。これらの元素は、析出強化または固溶強化として働き強度および疲労強度の向上に寄与する。しかし、Nbの場合、その含有量が0.005%未満、Vの場合その含有量が0.03%未満では、その添加効果に乏しく、Nb量が0.10%超え、また、V量が0.15%超えでは、その効果は飽和し、コストアップとなるだけなので、上限をNbの場合0.10%、Vの場合0.15%とした。より好ましい範囲は、Nb量は0.02%〜0.06%、また、V量は0.05%〜0.10%である。
フェライトが体積占有率で50%未満の場合、硬質第2相が過多となり、伸びフランジ特性が低下するため、フェライトは50%以上とする必要がある。一方、90%を超えた場合は第二相が少なすぎて伸びが向上しないため、90%以下とする必要がある。より好ましい範囲は65%〜88%である。
上記したフェライト以外の残部組織は、伸びフランジ性を良好とするため、実質的にベイナイトとする必要がある。
ここで、残部が実質的にベイナイトとするとは、上記フェライト以外の残部組織をベイナイト主体とすることであり、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上である組織とすることである。その他の組織としてマルテンサイト等フェライト、ベイナイト以外の組織が混入する場合があるが、5%以下であれば許容でき、フェライト以外の残部が実質的にベイナイトであるといえる。より好ましくは、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が97%超えである。
Tiを含む析出物は、フェライトを強化し、引張疲労強度を向上させる効果がある。また、このようなTiを含む析出物は、本発明においては、主に炭化物としてフェライト中に析出すると考えられるが、炭化物等の析出物の析出強化により軟質のフェライトの硬度が増加し、硬質のベイナイトとの硬度差が低減されるため、伸びフランジ性を向上させる効果がある。また、フェライト中に析出している、Tiを含む析出物の平均直径が20nm超えでは、転位の移動を抑制する効果が小さく、必要な強度および引張疲労強度が得られないため、フェライト中に析出しているTiを含む析出物の平均直径を20nm以下とする必要がある。
鋼中のTi量の80%未満しか析出していない場合、C等との析出物を形成しなかったTiはフェライトに固溶した状態で残存している。これでは、強度および引張疲労強度の向上させる働きが小さく非経済的かつ非効率的である。必要な強度および疲労強度を経済的かつ効率的に達成するには、鋼中のTi量の80%以上が析出していることが効果的であることを本発明で見出した。なお、析出物の平均直径のより好ましい範囲は、3nm〜15nmである。また、鋼中のTi量の90%以上が析出するとより好ましい。
ベイナイトの形状は、伸びフランジ特性に影響を与え、ベイナイトの粒径を小さくする方が、良好な伸びフランジ特性を得る上ではさらに好ましい。具体的には、ベイナイトの楕円長軸長さを平均で10μm未満とすることが好ましい。
ベイナイトの楕円長軸長さが平均で10μm以上の場合については、等軸粒に近づけることが、良好な伸びフランジ特性を得る上では好ましく、具体的には、ベイナイトの相当楕円のアスペクト比(楕円長軸長さ/楕円短軸長さ)の平均を4.5以下とすることが好ましい。なお、この場合、伸びフランジ性を良好にする上では、ベイナイトの楕円長軸長さは平均で50μm以下とすることが好ましい。
このように、ベイナイトの粒径(楕円長軸長さ)を細かくする、あるいは、粒径が大きな場合はアスペクト比を小さくしてより等軸粒に近づけることにより、伸びフランジ性がより改善できるのは、打ち抜き端面において鋼板の打ち抜き加工の際の初期クラックの増大を防止し、また、フランジ加工の際に亀裂の進展を遅くできるため、と考えられる。
ベイナイト相の平均硬度(HvB)とフェライト相の平均硬度(Hvα)の差(HvB-Hvα)を小さくする、具体的には230以下とすることにより、鋼板が加工を受けた時にフェライト相とベイナイト相の変形量の差を小さくできるため、クラックの増大を防止し、さらに良好な伸びフランジ特性とすることができる。
TiあるいはさらにNb、Vは鋼スラブ中ではほとんどが炭化物として存在している。熱間圧延後にフェライト中に目標どおりに析出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要がある。そのためには1150℃を超えた温度に加熱する必要がある。1300℃を超えて加熱すると、結晶粒径が粗大になりすぎて伸び、伸びフランジ特性ともに劣化するので1300℃以下とする。好適範囲は1200℃以上である。
鋼スラブは上記加熱温度に加熱した後、熱間圧延を行ない、熱間仕上げ圧延の終了温度である仕上げ圧延温度を、Ar3点以上(Ar3点+100℃)以下とする。仕上げ圧延温度がAr3点未満となると、フェライト+オーステナイトの状態で圧延されることとなる。この場合、展伸したフェライト組織となるため、伸びフランジ特性が劣化する。仕上げ圧延温度が(Ar3点+100℃)を超えた条件となると、圧延で導入された歪が回復するため、必要とするフェライト量を得ることができない。よって、仕上げ圧延温度Ar3点以上(Ar3点+100℃)以下で仕上げ圧延を行なう。
さらに、仕上げ圧延温度(Ar3点+50℃)点以上(Ar3点+80℃)未満で仕上げ圧延を行なうとベイナイトの楕円長軸長さが10μm以上のもののアスペクト比が4.5以下となり、伸びフランジ特性が向上する。
なお、ベイナイトの楕円長軸長さの平均値を10μm未満とするには、上記製造方法において、仕上げ圧延温度がAr3点以上(Ar3点+50℃)未満とすることが好ましい。
熱間仕上げ圧延後、強制冷却開始までの時間が3.0s超えでは、圧延により導入された歪が回復するため、必要とするフェライト量およびTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。より好ましくは、1.6s以内に冷却を開始する。
冷却停止温度が(Ar3点-20℃)以上では、フェライト核生成が起こりにくいため、必要とするフェライト量を得ることができず、またTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。また、冷却停止温度が680℃未満では、C、Tiの拡散速度が低下するため必要とするフェライト量およびTiを含む析出物の析出量、粒径を得ることができない。より好ましくは、720℃以上(Ar3点-30℃)未満の冷却停止温度まで強制冷却する。
上記熱間圧延後の強制冷却は、仕上げ圧延温度から上記冷却停止温度までの平均冷却速度を30℃/s以上とする必要がある。該冷却速度が30℃/s未満ではパーライトが生成するため、特性が劣化する。好ましくは、70℃/s以上である。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記冷却停止温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/s程度とすることが好ましい。
上記強制冷却を停止した後は、3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷状態とする。この強制冷却を停止している時間、すなわち空冷時間が3s未満では、必要とするフェライト量を得ることができない。また、15sを超えるとパーライトが生成し、特性を劣化させる。なお、強制冷却を停止して空冷となっている間の冷却速度は概ね15℃/s以下である。
上記空冷後、強制冷却を開始し、巻き取る温度までを平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、300℃以上600℃以下で巻き取る。すなわち、巻き取り温度は300℃以上600℃以下とする。巻き取り温度が300℃未満では、焼きが入り残部組織はマルテンサイトとなり、伸びフランジ特性は低下する。600℃超えでは、パーライトが生成し特性を劣化させる。
さらに、巻き取り温度を350℃以上500℃以下とするとベイナイト相の平均硬度(HvB)とフェライト相の平均硬度(Hvα)の差(HvB-Hvα)が、HvB-Hvα≦230となり、伸びフランジ特性を向上できるため、巻き取り温度を350℃〜500℃とすることが好ましい。
また、空冷後の強制冷却における冷却速度が20℃/s未満の場合、パーライトが生成し、特性を劣化させるため、空冷後、巻き取りまでの平均冷却速度は20℃/s以上とする。
冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記巻き取り温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/s程度とすることが好ましい。
ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、JISB7725に適合したものを用いた。圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて試験力0.0294N(試験荷重3g)でフェライト粒およびベイナイト粒にそれぞれくぼみをつけた。くぼみの対角線長さからJISZ2244にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ30個のフェライト粒およびベイナイト粒の硬度を測定してそれぞれの平均値を求め、求めた平均値をフェライト相の平均硬度(Hvα)及びベイナイト相の平均硬度(HvB)とした。
Claims (10)
- 質量%で、
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。 - 質量%で、
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下を含有し、さらに、
Nb:0.005%以上0.10%以下およびV:0.03%以上0.15%以下の少なくとも1種または2種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。 - 前記ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が10μm未満であることを特徴とする請求項1または2に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- 前記ベイナイトの楕円長軸長さの平均値が10μm以上であるとともにベイナイトの相当楕円のアスペクト比の平均が4.5以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- 前記フェライトの平均硬度(Hvα)と前記ベイナイトの平均硬度(HvB)が、HvB-Hvα≦230を満足することを特徴とする請求項1ないし4のいずれか1項に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板。
- 質量%で、
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をAr3点以上(Ar3点+100℃)未満として熱間圧延を行ない、その後、3.0s以内に冷却を開始し、680℃以上(Ar3点-20℃)未満の冷却停止温度まで平均冷却速度30℃/s以上で強制冷却し、次いで3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度20℃/s以上で強制冷却して300℃以上600℃以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。 - 質量%で、
C:0.06%以上0.15%以下、
Si:1.2%以下、
Mn:0.5%以上1.6%以下、
P:0.04%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.05%以下および
Ti:0.03%以上0.20%以下を含有し、さらに、
Nb:0.005%以上0.10%以下およびV:0.03%以上0.15%以下の少なくとも1種または2種を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下に加熱したのち、仕上げ圧延温度をAr3点以上(Ar3点+100℃)未満として熱間圧延を行ない、その後、3.0s以内に冷却を開始し、680℃以上(Ar3点-20℃)未満の冷却停止温度まで平均冷却速度30℃/s以上で強制冷却し、次いで3s以上15s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、その後、平均冷却速度20℃/s以上で強制冷却して300℃以上600℃以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記仕上げ圧延温度が、Ar3点以上(Ar3点+50℃)未満であることを特徴とする請求項6または7に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記仕上圧延温度が、(Ar3点+50)℃以上(Ar3点+80)℃未満であることを特徴とする請求項6または7に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記巻き取る温度が、350℃以上500℃以下であることを特徴とする請求項6ないし9のいずれか1項に記載の伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
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