JP2014196557A - 鋼板形状および形状凍結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
文献1のように所定の温度域まで冷却してから水焼入れし、次いで過時効処理を施すなどの方法が行なわれている。
本発明の高強度冷延鋼板は、下記に示す範囲でC、Si、Mn、P、S、Ti、Al、BおよびNを含む。
Cは、焼入れ組織のマルテンサイトを強化し、結果的に焼戻しマルテンサイトの強化に必要不可欠な元素であり、C量が0.08%未満では、鋼板の強度を確保することが困難となる。また、C量が少な過ぎると、鋼板の強度と、延性や伸びフランジ性等の加工性との両立も困難となる。従ってC量は0.08%以上、好ましくは0.1%以上、より好ましくは0.120%以上とする。しかしC量が0.20%を超えて過剰になると、ベイナイトの生成量を確保できないため、降伏比が高くなる。その結果、形状凍結性を改善できない。従ってC量は0.20%以下、好ましくは0.18%以下、より好ましくは0.16%以下、更に好ましくは0.15%以下とする。
Siは、フェライトの生成を抑制し、鋼板の加工性を害することなく高強度化するのに作用する元素である。そこで本発明では、Si量は0.2%以上とする必要があり、好ましくは0.3%以上、より好ましくは0.4%以上とする。しかし、Siを過剰に含有すると、熱間圧延時にスケールの生成が顕著となり、最終製品の表面性状が劣化し、品質が劣化する。従って、Si量は2%以下、好ましくは1.5%以下、より好ましくは1%以下、更に好ましくは0.9%以下とする。
Mnは、フェライトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させて、冷却時にマルテンサイトを生成しやすくし、硬質相である焼戻しマルテンサイトを確保するために作用する元素である。そこで本発明では、Mn量は1.0%以上、好ましくは1.3%以上、より好ましくは1.5%以上、更に好ましくは1.7%以上とする。しかし、Mn量が3%を超えて過剰に含有すると、Mnの偏析が顕著になったり、加工性が低下する恐れがある。従って、Mn量は3%以下、好ましくは2.7%以下、より好ましくは2.5%以下とする。
Pは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼板の靭性を低下させるため、できるだけ低減する必要がある。従って、P量は0.05%以下、好ましくは0.03%以下、より好ましくは0.01%以下とする。P量はできるだけ少ない方が良いが、0%にすることは工業的に困難である。
Sは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中にMnSなどの硫化物系介在物を形成して耐衝撃性を劣化させたり、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので、極力低減させる必要がある。製造コストを考慮し、本発明では、S量は0.01%以下、好ましくは0.007%以下、より好ましくは0.005%以下とする。S量はできるだけ少ない方が良いが、0%にすることは工業的に困難である。
Tiは、鋼中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、結晶粒を微細化して鋼板の強度を上昇させるのに作用する元素である。本発明では、Ti量は0.001%以上、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.03%以上とする。しかし、Tiを過剰に含有させてもその効果は飽和する。従って、Ti量は0.2%以下、好ましくは0.15%以下、より好ましくは0.1%以下とする。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では0.01%以上含有させる必要がある。Al量は、好ましくは0.02%以上、より好ましくは、0.03%以上である。しかし、Alを過剰に含有すると、鋼板中にアルミナ等の介在物が多く生成し、鋼板の加工性が劣化する。従って、Al量は0.1%以下、好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.08%以下とする。
Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成や成長を抑制する元素である。後記する実施例に示すようにBを添加しない場合、フェライトの過剰生成に伴って強度が低下し、降伏強度にバラツキが生じ、その値が大きく変動するため、降伏比を所定範囲に制御することができない。そのため、Bは、降伏比を本発明の範囲に制御し、所望とする特性を具備させるために極めて重要な元素である。また、Bは焼入れ性を高め、強度を向上させるのにも作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、B量は0.0002%以上、好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.0010%以上とする。しかし、Bを過剰に含有し、B量が0.01%を超えると、加工性が劣化する。従って、B量は0.01%以下、好ましくは0.007%以下、より好ましくは0.005%以下とする。
Nは、不可避的に含有する元素であり、過剰に含有すると窒化物を形成して鋼板の加工性を劣化させる元素である。特に、鋼板中のBと結合してBN析出物を形成すると、オーステナイト粒界からのフェライト生成抑制作用が充分に発揮されないため、上記Bと同様、降伏比を所定範囲に制御できない。また、BN析出物を形成すると、固溶Bによる焼入れ性向上作用が阻害される。従って、Nは0.01%以下、好ましくは0.008%以下、より好ましくは0.006%以下とする。N量はできるだけ少ない方が良いが、0%にすることは工業的に困難である。
CuおよびNiは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Cuは0.05%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.08%以上、更に好ましくは0.1%以上とする。Niは、0.05%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.08%以上、更に好ましくは0.1%以上とする。しかし、Cu量が1%を超えると熱間圧延時に表面疵を発生し易くなるなど製造性が悪くなったり、鋼板の加工性が悪くなることがある。従って、Cu量は1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.9%以下、更に好ましくは0.8%以下とする。また、Ni量が1%を超えると鋼板の加工性が悪くなることがある。従ってNi量は1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.9%以下、更に好ましくは0.8%以下とする。CuとNiは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。なお、Cuを単独で含有させると、熱間での脆化を引き起こす懸念があるため、Niと併用することが推奨される。ただし、Niは高価な元素であるため、鋼板の強化が必要な場合のみ添加することが推奨される。CuとNiを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、0.05%以上であり、より好ましくは0.08%以上である。また、CuとNiを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、1%以下であり、より好ましくは0.9%以下である。
CrとMoは、固溶強化により鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、CrとMoは、強度と延性のバランスを劣化させる炭化物の生成を抑制する作用も有している。特にMoは、溶接熱影響部の軟化防止にも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Crは0.005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.1%以上とする。Moは0.005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.01%以上、更に好ましくは0.05%以上とする。しかし、CrとMoを過剰に含有すると、鋼板の延性が劣化する。従って、Crは1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.5%以下とする。Moは1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.5%以下とする。CrとMoは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。CrとMoを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、0.05%以上であり、より好ましくは0.1%以上である。また、CrとMoを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、1.5%以下であり、より好ましくは1%以下である。
NbとVは、析出することにより結晶粒を微細化して鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、NbとVは、靭性を向上させる作用も有している元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Nbは0.005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.01%以上、更に好ましくは0.02%以上とする。Vは0.005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.01%以上、更に好ましくは0.05%以上とする。しかし、過剰に含有すると、NbまたはVの析出物が多く生成して鋼板の加工性が低下する。従って、Nbは0.5%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.3%以下、更に好ましくは0.1%以下とする。Vは0.5%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.3%以下、更に好ましくは0.2%以下とする。NbとVは、夫々単独で、或いは併用して含有させればよい。NbとVを併用する場合の好ましい合計量の下限は、例えば、0.005%以上であり、より好ましくは0.01%以上である。また、NbとVを併用する場合の好ましい合計量の上限は、例えば、1%以下であり、より好ましくは0.5%以下である。
本発明に係る高強度冷延鋼板は、金属組織全体に対して、ベイナイトを10〜40面積%含み、残部は焼戻しマルテンサイトであり、残留オーステナイト(以下、残留γと表記することがある。)および/またはフェライトを更に含有してもよい。残留γとフェライトは後述するようにできるだけ低減することが推奨され、最も好ましくはいずれも0面積%である。
ベイナイトは、鋼板の高強度化に寄与すると共に、鋼板の降伏比を低減して形状凍結性の向上に寄与する元素である。ベイナイトは、ラス状に生成したフェライトと析出炭化物との共存組織であり、当該析出炭化物の存在によって降伏比が低下する。この析出炭化物は、後述する過時効処理によってもその形態は変化しないため、ベイナイトによる上記作用に悪影響を及ぼさないという特徴を有している。
焼戻しマルテンサイトとは、水焼入れによるマルテンサイト変態完了後に昇温し、焼戻しすることによって生成する焼戻しされた組織であって、微細な炭化物が生成している組織である。上記焼戻しマルテンサイトは硬質相であり、鋼板の高強度化に寄与すると共に、鋼板の降伏比向上に作用する組織である。また、上記焼戻しマルテンサイトは、鋼板形状を改善し、鋼板形状を安定化するために必要な組織でもある。
残留γは、成形加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。従って、残留γはできるだけ低減する必要があるが、本発明では、金属組織全体に対して5面積%までであれば許容できる。残留γは、好ましくは3面積%以下であり、より好ましくは2.5面積%以下、最も好ましくは0面積%である。
フェライトは、降伏比の制御および強度の確保に重要な焼戻しマルテンサイトの硬質相を所定量確保するうえで、適切に制御すべき残部組織である。即ち、降伏強度と引張強度のバランスを両立し、降伏比を70〜80%の範囲に制御するために、金属組織全体に対してフェライトを10面積%以下とする必要がある。フェライトが10面積%を超えると、硬質相である焼戻しマルテンサイトの生成量を確保できなくなるため降伏強度が低下する。その結果、70%以上の降伏比を確保できない。従って、フェライトは10面積%以下とする必要があり、好ましくは8面積%以下、より好ましくは5面積%以下である。なお、フェライトは鋼板の伸びを高めるのに有効に作用する組織であるが、伸びよりも鋼板形状の改善を優先させる場合は、フェライトは0面積%であってもよい。
上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍する焼鈍工程と、
焼鈍後、前記オーステナイト単相域から、650〜800℃の一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度10℃/秒以下(0℃/秒を含まない)で徐冷する一次冷却工程と、
前記一次冷却停止温度から、(Mf点−100℃)以上(Mf点+150℃)以下の二次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度20〜100℃/秒で冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却停止温度から、室温までの温度域を、平均冷却速度100℃/秒超で急冷する三次冷却工程と、150〜300℃の温度域に加熱し、前記温度域で30〜1500秒間保持する過時効処理工程とをこの順で含む方法によって製造できる。
焼鈍工程では、上記成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍を行う。焼鈍温度が低過ぎてオーステナイト単相域に到達していない場合は、鋼材中の炭化物が充分に溶解しなかったり、フェライトの再結晶が完了せず、所望の強度が得られない。また、鋼板の延性も劣化する。従って焼鈍温度はオーステナイト単相域の温度とする。
Ac3(℃)=910−203×[C]1/2+44.7×[Si]−30×[Mn]−11×[Cr]+31.5×[Mo]−20×[Cu]−15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al] ・・・(a)
650〜800℃の範囲を一次冷却停止温度とすると、一次冷却工程では、焼鈍後、上記焼鈍温度から、上記一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度10℃/秒以下(0℃/秒を含まない)で徐冷する。平均冷却速度10℃/秒以下で徐冷することによって、鋼材内における温度ムラ、すなわち、鋼板の板幅方向および長手方向における温度ムラを低減でき、鋼板内における温度分布を均一にできる。その結果、後述する三次冷却工程で均一冷却が可能となり、マルテンサイト変態を均一に起こすことで、所定量のベイナイトを生成させると共に、焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。これにより、強度を確保でき、降伏比を所定の範囲に調整でき、鋼板形状および形状凍結性を改善できる。従って、本発明の製造方法によれば、上記特許文献2のように新たな保持設備を設けなくても鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板を製造できる。
(Mf点−100℃)以上、(Mf点+150℃)以下の範囲を二次冷却停止温度とすると、二次冷却工程では、上記一次冷却停止温度から、上記二次停止温度までの温度域を、平均冷却速度20〜100℃/秒で冷却する。この二次冷却によって、一次冷却工程で生成したフェライトが成長するのを抑制し、降伏比を低下させるベイナイトを生成させることができる。また、ベイナイト変態は、マルテンサイト変態よりも体積膨張が緩やかに起こるため、鋼板形状は殆ど悪化させない。即ち、二次冷却時にマルテンサイト変態が起こると、体積膨張が短時間に急激に起こるため反り高さが大きく、鋼板形状が悪化する。また、二次冷却の条件を制御することによって、ベイナイトの生成量を適切な範囲に調整することにより、後述する過時効処理時において残部組織として降伏比を高める焼戻しマルテンサイトを生成させることができる。このように所望のベイナイト量を確保し、鋼板組織をバランスさせることによって、所望の強度および降伏比が得られ、しかも反り高さが小さく鋼板形状が良好となる。
三次冷却工程では、上記二次冷却停止温度から室温(約27℃)までの温度域を、平均冷却速度100℃/秒超で急冷する。急冷は、上記二次冷却工程で生成させた組織を室温に持ち越し、後続の過時効処理工程で所望の金属組織を得るために行う。二次冷却終了後に、例えば、放冷や徐冷を行うと、ベイナイトが過剰に生成すると共に、二次冷却中に過飽和にCを固溶したマルテンサイトは、放冷、徐冷中に固溶Cを炭化物として析出させ、オートテンパードマルテンサイトに変化する。オートテンパードマルテンサイトは、幅の広いラス状組織であり、これが生成すると、降伏比が低くなり過ぎるため、鋼板の剛性を確保できない。
上記三次冷却工程において室温まで冷却した後、過時効処理工程では、150〜300℃の温度域に加熱し、当該温度域で30〜1500秒間保持する(低温焼戻し処理)。この温度域で所定時間保持することによって、マルテンサイトを焼戻し、固溶Cが多く、熱的に不安定な焼入れままの鋼材を安定化させることができる。即ち、固溶Cが多量に存在すると熱的に不安定なため、室温で長時間保管している間に固溶Cが炭化物を形成して析出することで鋼板形状が変化したり、鋼板の強度や降伏比が変化する原因となる。従って、本発明では上記の過時効処理を必ず行う。
本発明の製造方法は上記のとおりであり、過時効処理した後、更に鋼材の形状修正を目的とする調質圧延を行う必要はない。ただし、鋼材の表面粗度を調整したり、鋼材の材質を調整するために、必要に応じて、調質圧延を行っても勿論構わない。
過時効処理した試験片における圧延方向と平行な断面について、鏡面研磨およびナイタール腐食液による腐食を施し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて金属組織を観察、撮影し、EBSP測定装置を用いて、(1)ベイナイト、(2)残留オーステナイト(残留γ)および(3)フェライトを同定し、夫々の面積率を算出した。本明細書では、金属組織全体(100面積%)からベイナイト、残留γおよびフェライトの合計面積率を引いた値を焼戻しマルテンサイトの面積率とした。具体的には、金属組織の観察には、日本電子社製(型番は、JSM−6500F型)の電界放射型走査電子顕微鏡を用いた。金属組織の観察は、過時効処理した試験片の板厚方向のt/4位置(tは板厚)で行い、観察倍率は1500倍、観察範囲は50μm×50μmである。観察視野数は5箇所とした。金属組織の同定には、テクセムラボラトリーズ社製のOIMシステムを用い、下記基準により各金属組織の面積率を算出した。
過時効処理を施した試験片の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、JIS 5号引張試験片を切り出し、JIS Z2241に基づいて、0.2%耐力(YS)、引張強度(TS)、および破断伸び(EL)を測定した。また、YSとTSに基づいて降伏比(YR)を算出した。結果を下記表3A、表3Bに示す。
鋼板形状は、試験片の大きさを変更した点以外は上記特許文献2の図1と同様にして測定した反り高さに基づいて評価した。反り高さは、過時効処理を施した試験片(厚み1.4mm×幅150mm×長さ250mm)を、反りが上になるように定盤上に設置し、触針が測定物上を移動する接触式変位計を用いて測定した。具体的には、幅方向の中心位置および幅方向の両端から夫々25mmずつ離れた位置の合計3点において鋼板の高さを連続的に長さ方向の全体に亘って測定し、定盤面からの高さの最大値を反り高さとして測定した。測定結果を下記表3A、表3Bに示す。
Claims (5)
- C :0.08〜0.20%(質量%の意味。以下、成分について同じ。)、
Si:0.2〜2%、
Mn:1.0〜3%、
P :0.05%以下(0%を含まない)、
S :0.01%以下(0%を含まない)、
Ti:0.001〜0.2%、
Al:0.01〜0.1%、
B :0.0002〜0.01%および
N :0.01%以下(0%を含まない)を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
金属組織全体に対する比率は、
ベイナイトは10〜40面積%、
残部は焼戻しマルテンサイトであり、更に
残留オーステナイトを5面積%以下(0面積%を含む)、
フェライトを10面積%以下(0面積%を含む)の範囲で含有しても良く、
引張強度が980MPa以上、
降伏比が70〜80%
を満足することを特徴とする鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板。 - 更に、
Cu:1%以下(0%を含まない)およびNi:1%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含む請求項1に記載の高強度冷延鋼板。 - 更に、
Cr:1%以下(0%を含まない)およびMo:1%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含む請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。 - 更に、
Nb:0.5%以下(0%を含まない)およびV:0.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含む請求項1〜3のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。 - 請求項1〜4のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼材をオーステナイト単相域で焼鈍する焼鈍工程と、
焼鈍後、前記オーステナイト単相域から、650〜800℃の一次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度10℃/秒以下(0℃/秒を含まない)で徐冷する一次冷却工程と、
前記一次冷却停止温度から、(Mf点−100℃)以上(Mf点+150℃)以下の二次冷却停止温度までの温度域を、平均冷却速度20〜100℃/秒で冷却する二次冷却工程と、
前記二次冷却停止温度から、室温までの温度域を、平均冷却速度100℃/秒超で急冷する三次冷却工程と、
150〜300℃の温度域に加熱し、前記温度域で30〜1500秒間保持する過時効処理工程
とをこの順で含むことを特徴とする鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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