JP2010189738A - 加工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:0.05〜0.12%、Si:0.3〜1.0%、Mn:0.7〜1.3%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、かつTi:0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%の中から選択された一種または二種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に占める面積率でフェライト相が90%以上、ベイナイト相が2〜9%であり、かつフェライト相の平均粒径が5μm以下、フェライト相全体に占めるポリゴナルフェライト相の面積率が20%未満であるミクロ組織を有する加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【選択図】図1
Description
C:0.05〜0.12%
Cは、ベイナイト相を生成させ、必要な強度を確保するのに効果的な元素である。590MPa以上のTSを得るためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.12%を超えると、Elやλが低下する。したがって、C量は0.05〜0.12%とする。より好ましくは0.05〜0.09%である。
Siは、固溶強化により強度を上昇させるのに必要な元素である。Si量が0.3%未満では590MPa以上のTSを得るために高価な合金元素の添加量を増やす必要がある。一方、Si量が1.0%を超えると表面性状の著しい低下を招く。したがって、Si量は0.3〜1.0%とする。より好ましくは0.5〜0.9%である。
Mnは、固溶強化およびベイナイト相の生成に有効な元素である。590MPa以上のTSを得るためにはMn量を0.7%以上とする必要がある。一方、Mn量が1.3%を超えると溶接性が低下する。したがって、Mn量は0.7〜1.3%とする。より好ましくは0.8〜1.2%である。
P量が0.03%を超えると偏析によるElやλの低下を招く。したがって、Pは0.03%以下とする。
Sは、MnおよびTiと硫化物を形成してElやλを低下させるとともに、高強度化に有効なMnやTi量の低下を招く。したがって、S量は0.005%以下とする。より好ましくは0.003%以下である。
Alは、鋼の脱酸剤として重要な元素であり、それにはAl量を0.005%以上とする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると鋳造が難しくなったり、鋼中に多量の介在物が残存し材質や表面性状の低下を招く。したがって、Al量は0.005〜0.1%とする。
N量が0.01%を超えると、製造工程で多量の窒化物を生成し熱間延性を劣化させるので有害である。したがって、N量は0.01%以下とする。
Ti、Nb、Vは、その一部がCやNと結合し微細な炭化物や窒化物を形成し、高強度化に寄与する元素である。こうした効果を得るにはTi、Nb、Vの中から選択された一種または二種以上を含有させる必要があり、各元素の量は0.005%以上とする必要がある。一方、各元素の量が0.1%を超えるとElやλの低下を招く。したがって、Ti量は0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%とする。なお、Ti、Nb、V量は0.06%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.01〜0.05%とする。
Crは、Cと結合し微細な炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。Cr量が0.005%未満ではその効果が小さく、0.1%を超えるとElやλの低下を招く。したがって、Cr量は0.005〜0.1%とすることが好ましい。
Moは、Crと同様、Cと結合し微細な炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。Mo量が0.005%未満ではその効果が小さく、0.1%を超えるとElやλの低下を招く。したがって、Mo量は0.005〜0.1%とすることが好ましい。
Wは、CrやMo同様、Cと結合し微細な炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。W量が0.005%未満ではその効果が小さく、0.1%を超えるとElやλの低下を招く。したがって、W量は0.005〜0.1%とすることが好ましい。
CaやREMは、介在物の形態制御に有効な元素であり、それぞれ単独で、あるいは共存してElやλの向上に寄与する。こうした効果を得るには、CaやREM量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Ca量が0.01%を超えたり、REM量が0.03%を超えると鋼中介在物が増加し材質が劣化する。したがって、Ca量は0.0005〜0.01%、REM量は0.0005〜0.03%とすることが好ましい。
図1に示すように、本発明の高強度熱延鋼板のミクロ組織は、アシキュラーフェライト相中に矢印1で示すベイナイト相とあるいはさらに矢印2で示すポリゴナルフェライト相が分散した組織となっている。590〜700MPaのTSと30%以上のElを確保するには、組織全体に占める面積率でフェライト相を90%以上、ベイナイト相を2〜9%とし、かつフェライト相の平均粒径を5μm以下にする必要がある。また、フェライト相全体に占めるポリゴナルフェライト相の面積率を20%未満とする、すなわちアシキュラーフェライト相の面積率を80%超えとすることによりフェライト相とベイナイト相との硬度差が小さくなり、伸びフランジ性の一層の向上を図れ、120%以上のλが得られる。なお、フェライト相とベイナイト相以外にパーライト相や残留オーステナイト相などのその他の相が存在しても、その割合が組織全体に占める面積率で5%以下であれば、本発明の効果を損なうことはない。
本発明の高強度熱延鋼板は、例えば、上記の組成を有する鋼スラブを、Ar3変態点〜(Ar3変態点+100)℃の仕上温度で熱間圧延後、100℃/s以上の平均冷却速度で550〜620℃の冷却停止温度まで一次冷却し、1.5〜8.0s空冷後、100℃/s以上の平均冷却速度で二次冷却し、450〜550℃の巻取温度で巻取る方法により製造できる。
仕上温度がAr3変態点未満ではフェライト相とオーステナイト相の二相域圧延になり、鋼板の表層部に粗大粒や混粒が生じてElやλの低下を招く。一方、仕上温度が(Ar3変態点+100)℃を超えるとオーステナイト相の粒が粗大化するため、熱間圧延後に所望の微細なアシキュラーフェライト組織が得られず、590MPa以上のTSと120%以上のλの両立が困難となる。したがって、仕上温度はAr3変態点〜(Ar3変態点+100)℃とする。
熱間圧延後の一次冷却の平均冷却速度が100℃/s未満では高温域からフェライト変態が開始され、ポリゴナルフェライト相が形成されやすく、すなわちアシキュラーフェライト相の生成が困難となり、590MPa以上のTSが得られない。したがって、一次冷却の平均冷却速度は100℃/s以上とする。一次冷却の平均冷却速度の上限は、次に延べる冷却停止温度の精度が確保されれば特に規定されないが、現状の冷却技術を考慮すると700℃/s以下が好ましい。なお、一次冷却の方法は、特に限定する必要はなく、例えば、公知のラミナー冷却による水冷も利用できる。
一次冷却後の空冷時間は、所望のミクロ組織を達成するために極めて重要である。特に、アシキュラーフェライト相とベイナイト相の適正な造り込みのために、一次冷却を行った後は、冷却を停止して空冷とする。空冷時間が1.5s未満ではベイナイト相の生成量が過剰になってElやλが低下し、8.0sを超えると炭化物が粗大化したりフェライト相がポリゴナル化し、590MPa以上のTSが得られなくなる。したがって、一次冷却後の空冷時間は1.5〜8.0sとする。より好ましくは4〜7sである。
空冷後は、空冷中に調整されたフェライト相の生成量が変動しないように、平均冷却速度100℃/s以上で巻取温度まで二次冷却する必要がある。なお、二次冷却の方法も、特に限定する必要はなく、例えば、公知のラミナー冷却による水冷を利用できる。
二次冷却後まで維持されたオーステナイト相をベイナイト相に変態させるために、450〜550℃の巻取温度で巻取る必要がある。これは、巻取温度が450℃未満ではベイナイト相より硬質なマルテンサイト相が生成し、また、550℃を超えるとパーライト相が生成して、Elやλが低下するためである。
TS、El:3本の引張試験片に歪み速度10mm/minで引張試験を行ってTSとElを求め、3本の平均値をTS、Elとした。
λ:試験片中央に10mmφの穴を打ち抜いた後、60°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径dmmを測定し、次式より算出し、3個の平均値によりλを評価した。
λ(%)=[(d-10)/10]×100
結果を表3に示す。本発明例では、TSが590〜700MPaであり、かつElが30%以上のEl、λが120%以上で加工性に優れていることがわかる。
コイル内の材質変動:コイル先端部から長手方向に100、200、400、600、700m入った各位置で、圧延方向に平行な方向を試験片の長手方向として、鋼板の幅方向に、幅方向の両端25mmの内側から25本の試験片を等間隔に採取し、合計125本のJIS 5号引張試験片(圧延方向に平行な方向が引張方向)を採取し、上記と同様な方法でTSを求め、その標準偏差σを算出した。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.3〜1.0%、Mn:0.7〜1.3%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下を含有し、かつTi:0.005〜0.1%、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%の中から選択された一種または二種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織全体に占める面積率でフェライト相が90%以上、ベイナイト相が2〜9%であり、かつ前記フェライト相の平均粒径が5μm以下、前記フェライト相全体に占めるポリゴナルフェライト相の面積率が20%未満であるミクロ組織を有することを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板。
- さらに、質量%で、Cr:0.005〜0.1%、Mo:0.005〜0.1%、W:0.005〜0.1%の中から選択された一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の加工性に優れた高強度熱延鋼板。
- さらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.01%、REM:0.0005〜0.03%の中から選択された一種または二種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の加工性に優れた高強度熱延鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか一項に記載の組成を有する鋼スラブを、Ar3変態点〜(Ar3変態点+100)℃の仕上温度で熱間圧延後、100℃/s以上の平均冷却速度で550〜620℃の冷却停止温度まで一次冷却し、1.5〜8.0s空冷後、100℃/s以上の平均冷却速度で二次冷却し、450〜550℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 二次冷却を、核沸騰冷却となる条件で行うことを特徴とする請求項4に記載の加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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