JP2007070660A - 成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 従来よりも組織が均一で成形性に優れたTRIP型の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 質量%にて、C:0.05〜0.25%、Si:2.0%以下、Mn:0.8〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、N:0.0010〜0.010%、Al:0.01〜2.0%を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚tの1/8t〜3/8tの範囲でのMnミクロ偏析が、式(1)を満たす範囲にあり、組織中に平均炭素量0.9%以上の残留オーステナイトを3%以上含有することを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板。
0.10≧σ/Mn ・・・(1)
ここでMnは添加量、σはMnミクロ偏析測定における標準偏差である。
【選択図】 なし
Description
質量%にて、
C:0.05〜0.25%、Si:2.0%以下、Mn:0.8〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、N:0.0010〜0.010%、Al:0.01〜2.0%を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成であって、
板厚tの1/8t〜3/8tの範囲でのMnミクロ偏析が、式(1)を満たす範囲にあり、
平均炭素量0.9%以上の残留オーステナイトを3%以上含有することを特徴とするものである。
0.10≧σ/Mn ・・・(1)
ここでMnは添加量、σはMnミクロ偏析測定における標準偏差である。
Cr:0.01〜5%、Mo:0.01〜5%、Ni:0.01〜5%、Cu:0.01〜5%、Co:0.01〜5%、W:0.01〜5%の1種または2種以上を含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ti、Nb、Zr、Hf、Ta、Vの1種または2種以上を単独または合計で0.001〜1%含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Bを0.0001〜0.0050%含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Mg、Ca、Y、REMの1種または2種以上を0.0001〜0.5%含有することができる。
請求項1〜5の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みtの1/4tの位置における平均冷却速度を100℃/min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱し、
次いで、仕上げ温度を850〜970℃として熱間圧延を行い、その後700〜600℃の温度域まで平均冷却速度10〜100℃/secで冷却した後、同温度域で1〜5秒停留させた後、再び平均冷却速度10〜100℃/secで冷却して300℃以上450℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とするものである。
請求項1〜5の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みtの1/4tの位置における平均冷却速度を100℃/min以上として、液相線温度から固相線温度の温度域を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱して、
仕上げ温度を850〜970℃として熱間圧延を行い、その後650℃以下の温度域まで平均冷却速度10〜100℃/secで冷却した後、650℃以下の温度で巻取って、熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率40%以上の冷間圧延を施し、
最高温度を0.1×(Ac3 −Ac1 )+Ac1 以上、Ac3 +50℃以下として焼鈍した後に、平均で0.1〜200℃/secの冷却速度で350℃以上、500℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で10秒以上、1000秒以下保持して、冷延鋼板となすことを特徴とするものである。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、凝固時の冷却速度を高めた熱延鋼板を製造により、通常のスラブよりも凝固組織を微細にしてMnのミクロ偏析を小さいものとすることができる。よって、Mnバンドが小さく組織が均一であるので、従来よりも成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、上記の熱延鋼板を圧延、焼鈍して冷延鋼板を製造するので、従来よりもMnのミクロ偏析が小さく組織が均一である。したがって、従来よりも成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
本発明においては、凝固時の冷却速度が100℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば、連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。
0.10≧σ/Mn ・・・(1)
ここで、Mnは添加量、σはMnミクロ偏析測定における標準偏差である。標準偏差σは、EPMA(X線マイクロアナライザー)を用いて、板厚断面を研磨した試料を板厚方向に線分析することにより得られたMn濃度分布データから求めた。
0.05≧σ/Mn ・・・(2)
この条件は冷却の遅い板厚tの1/8t〜3/8tの範囲において満たされる必要がある。
なお、高強度薄鋼板とは、高強度薄鋼板または高強度薄鋼板をいう。
Cは、オーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト生成のために重要な元素である。Cは二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中からオーステナイト中に移動し、その安定度を増す。その結果安定したオーステナイトが室温まで冷却した後にも残留し、これにより大きな伸びがもたらされる。Cの含有量が0.05%未満では適度の安定度を持つ残留オーステナイトを得ることができない。一方、0.25%を超えると残留オーステナイトは多量に得られるが、溶接性を低下させることになる。従って、本発明におけるCの範囲は、0.05〜0.25%とする。
本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、鋳造スラブを、液相線温度から固相線温度の間を100℃/min以上の平均冷却速度で冷却する。ここでの平均冷却速度は、スラブの中間部(厚みtのスラブの1/4tの位置)における平均冷却速度を指す。本発明においては、凝固時の冷却速度が100℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば、連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。例えば、連鋳スラブの厚さを変化させる場合には、スラブの厚みを、100〜30mmとするのが望ましい。厚みが100を超えるとスラブを十分大きい冷却速度で冷却することができないからであり、30mm未満とすると鋳造速度が大きくなって湯面変動、ブレークアウトなどを引き起こし、スラブを安定して鋳造することが困難となるからである。
以上のようにスラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱間圧延を行って巻き取ることによって、Mnのミクロ偏析が小さく、フェライトを主相とし、3%以上の残留オーステナイトを含有する組織が均一で、成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
また、焼鈍の最高温度は、0.1×(Ac3−Ac1)+Ac1以上、Ac3+50℃以下とする必要がある。最高温度が、0.1×(Ac3−Ac1)+Ac1 (℃)未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量の残留オーステナイトを残すことができない。また、焼鈍温度の高温化は粒界酸化層の生成や結晶粒の粗大化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をAc3+50℃以下とする。
そして、鋼板をその温度域で10〜1000秒保持する。10秒未満ででは、ベイナイトを十分生成させることができないからであり、1000秒までの保持で目的とするベイナイト量を生成させることができるからである。1000秒を超えると炭化物が生成してしまう。
転炉またはラボで溶製した表1に示す化学成分の鋼を鋳造した。このとき、スラブの1/4tにおける液相線温度から固相線温度間の冷却速度を表2および3に示すように変化させた。これらのスラブを熱間圧延に供して熱延鋼板、ならびに冷延鋼板を製造した。熱延鋼板の製造条件、材料特性を表2に、冷延鋼板の製造条件、材料特性を表3に示す。
Vγ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
但し、α(211)、γ(220)、α(211)、γ(311)は面強度を示す。
また、残留オーステナイトの炭素濃度Cγは、Cu−Kα線によるX線解析でオーステナイトの(200)面、(220)面、(311)面の反射角から格子定数(単位はオングストローム)を求め、次式に従い、算出することができる。
Cγ=(格子定数−3.572)/0.033
先ず、熱延鋼板製造の試験結果について表1、2により説明する。
鋼種AH〜GHは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼種CAHはMnが本発明の範囲より高い。このため組織中にマルテンサイトが発生して、処理番号22に示すとおり強度は高いが伸びが極めて低いものとなった。
また、鋼種CBHはCr、Mo、Mgが、鋼種CCHはTi、Nbが本発明の範囲より高い。このため処理番号23、24に示すとおり熱延中に割れが多発してしまった。
処理番号12のものは、熱延後の冷却速度が小さく、一次冷却停止温度が低く、冷却後の停留時間が本発明の範囲より長い。このため、パーライトが生成して残留オーステナイトを生成させることができず、その結果強度、伸びバランスに劣る鋼板となってしまった。
処理番号21のものは、熱延前の加熱温度が低い。また、巻取りまでの平均冷却速度が小さく、巻取り温度が本発明の範囲を超えて高い。この結果、組織中にパーライトが生成して十分なベイナイトを生成させることができず強度が低くなってしまった。
鋼種AC〜HCは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼種CACはMnが本発明の範囲より高い。このため組織中にマルテンサイトが発生して、処理番号53に示すとおり強度が高いが伸びが著しく低いものとなった。
また、鋼種CBCはMo、Cuが、鋼種CCCはC、Ti、Nbが、鋼種CDCはB、Mgが本発明の範囲より高い。このため処理番号54、55、56に示すとおり熱延中に割れが多発して冷延が不可能であった。
処理番号40のものは、焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲より小さい。このため冷却中にパーライトが生成してしまって残留オーステナイトを残存させることができず、強度の低い鋼板となってしまった。
処理番号49のものは、熱延仕上げ温度が低く、巻取り温度が本発明の範囲を超えて高い。また、焼鈍の最高温度が低く、冷却停止後の保持時間が長い。このため、残留オーステナイトを残存させることができず、強度が低く、伸びの小さい鋼板となってしまった。
Claims (7)
- 質量%にて、
C:0.05〜0.25%、Si:2.0%以下、Mn:0.8〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、N:0.0010〜0.010%、Al:0.01〜2.0%を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
板厚tの1/8t〜3/8tの範囲でのMnミクロ偏析が、式(1)を満たす範囲にあり、
組織中に平均炭素量0.9%以上の残留オーステナイトを3%以上含有することを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板。
0.10≧σ/Mn ・・・(1)
ここでMnは添加量、σはMnミクロ偏析測定における標準偏差である。 - 鋼組成中にさらに、
Cr:0.01〜5%、Mo:0.01〜5%、Ni:0.01〜5%、Cu:0.01〜5%、Co:0.01〜5%、W:0.01〜5%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。 - 鋼組成中にさらに、
Ti、Nb、Zr、Hf、Ta、Vの1種または2種以上を、単独または合計で0.001〜1%含有することを特徴とする請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。 - 鋼組成中にさらに、
Bを0.0001〜0.0050%含有することを特徴とする請求項1〜3の何れかにに記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。 - 鋼組成中にさらに、
Mg、Ca、Y、REMの1種または2種以上を0.0001〜0.5%含有することを特徴とする請求項1〜4の何れかに記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。 - 請求項1〜5の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みtの1/4tの位置における平均冷却速度を100℃/min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱し、
次いで、仕上げ温度を850〜970℃として熱間圧延を行い、その後700〜600℃の温度域まで平均冷却速度10〜100℃/secで冷却した後、同温度域で1〜5秒停留させた後、再び平均冷却速度10〜100℃/secで冷却して300℃以上450℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 - 請求項1〜5の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みtの1/4tの位置における平均冷却速度を100℃/min以上として、液相線温度から固相線温度の温度域を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱して、
仕上げ温度を850〜970℃として熱間圧延を行い、その後650℃以下の温度域まで平均冷却速度10〜100℃/secで冷却した後、650℃以下の温度で巻取って、熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率40%以上の冷間圧延を施し、
最高温度を0.1×(Ac3 −Ac1 )+Ac1 以上、Ac3 +50℃以下として焼鈍した後に、平均で0.1〜200℃/secの冷却速度で350℃以上、500℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で10秒以上、1000秒以下保持して、冷延鋼板となすことを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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