JP2015145518A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】C:0.15〜0.30mass%、Si:0.5〜2.0mass%、Mn:1.8〜3.5mass%、P:0.080mass%以下、S:0.03mass%以下、Al:0.01〜2.0mass%、N:0.005mass%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し、体積分率で8%以上20%以下のフェライト相を含み、更にマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相からなる金属組織を有し、かつ、引張強さ(TS)と全伸び(El)の積(TS×El)が28,000MPa・%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
【選択図】図1
Description
(1)C:0.15〜0.30mass%、Si:0.5〜2.0mass%、Mn:1.8〜3.5mass%、P:0.080mass%以下、S:0.03mass%以下、Al:0.01〜2.0mass%およびN:0.005mass%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し、体積分率で8%以上20%以下のフェライト相を含み、更にマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相からなる金属組織を有し、かつ、引張強さ(TS)と全伸び(El)の積(TS×El)が28,000MPa・%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
(2)前記成分組成に加えてさらに、Nb:0.4mass%以下、Ti:0.4mass%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする上記(1)に記載の高強度熱延鋼板。
(3)上記(1)または(2)に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、仕上圧延終了温度が(A3点−X−85)℃以上(A3点−X+85)℃以下、最終3パスの合計圧下率が25%以上で熱間圧延し、350℃〜450℃の温度域で100秒以上滞留させることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
但し、X=300−135[Al]、([Al]はAlの含有量(mass%)を示す。)
なお、本発明において、高強度熱延鋼板とは、引張強度(TS)が980MPa以上の熱延鋼板である。
本発明は、後述するように成分組成を最適化した鋼を用いて、仕上圧延終了温度が(A3点−X−85)℃以上(A3点−X+85)℃以下で最終3パスの合計圧延率が25%以上で熱間圧延し、その後に350℃〜450℃の温度域で100秒以上滞留させることによって、軟質なフェライト相と、残留オーステナイト相(以下、「残留γ相」と称することもある)を含む硬質な第2相(マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相)からなる金属組織を形成する。このような金属組織を有することで、従来鋼よりも優れた強度と延性のバランス(TS×El)を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。ここで、上記XはAl添加量の関数であり、
X=300−135[Al]である。但し、[Al]はAlの含有量(mass%)を示す。
Cは、γ相に分配し、Ms点を低下させて、残留オーステナイト相を形成させるために必要な元素であり、斯かる効果を得るためには0.15mass%以上の添加が必要である。しかし、Cが0.30mass%を超えると、溶接部の強度が上昇して割れが生じ易くなるため好ましくない。よって、Cは0.15〜0.30mass%の範囲とする。好ましくは0.18〜0.25mass%の範囲である。
Siは、鋼の固溶強化能に優れるとともに、延性の低下が小さい優れた強化元素である。また、後述のAlと同様、残留オーステナイト相の形成を促進する元素である。さらに、Siは、仕上圧延後の冷却過程での炭化物の生成を抑制して、オーステナイト相への炭素の濃化を促進することで、残留γを形成し易くする。これらの効果を得るためには、Siは0.5mass%以上添加する。しかし、Siを、2.0mass%を超えて添加すると、熱延板が硬質化し、冷間圧延性を低下することや、化成処理性など表面の品質が劣化するため好ましくない。よって、Siの含有量は2.0mass%以下とする。好ましくは0.5〜1.5mass%の範囲である。
Mnは、鋼の高強度化に寄与するだけでなく、オーステナイト相を安定化する効果がある。そのため、Mnは1.8mass%以上添加する必要がある。しかし、3.5mass%を超えると、オーステナイト相低温域で変態点に合わせて圧延したとしても、十分なフェライト相が得られず、強度と延性の積が低下するようになる。よって、Mnは1.8〜3.5mass%の範囲とする。好ましくは1.8〜2.8mass%の範囲である。
Pは、固溶強化能に優れかつ、伸びの低下が小さい元素である。しかし、0.080mass%を超える添加は、溶接継手の強度を低下させるとともに、溶融亜鉛めっき時の合金化を阻害するようになるので好ましくない。よって、Pは0.080mass%以下とする。好ましくは0.030mass%以下である。より好ましくは0.015mass%以下である。
Sは、熱間延性の低下や、表面品質の低下を招く有害元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、Sは0.03mass%以下に制限する。好ましくは0.01mass%以下である。より好ましくは0.003mass%以下である。
Alは、Siと同様、残留オーステナイト相を形成させる元素であると同時に脱酸材として必要な元素である。後者の効果を得るためには、0.01mass%以上の添加が必要である。しかし、2.0mass%を超える添加は、変態温度が高くなり、オーステナイト相の低温域での圧延が難しくなる。さらに介在物起因の表面欠陥を引き起こしたり、合金コストの上昇を招く。よって、Alは0.01〜2.0mass%の範囲で添加する。好ましくは0.02〜1.0mass%の範囲である。
Nは、鋼の時効を引き起こす有害元素であり、極力低減することが望ましいが、0.005mass%以下であれば許容できる。好ましくは0.003mass%以下である。
なお、上記したフェライト相以外の残部組織は、マルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相からなる。上記した相以外の残部として、不可避的に生成されるパーライト相などが認められることがあるが、このような不可避的に生成される相の合計が体積分率で3%未満であれば、本発明の効果に影響はない。
<鋼スラブ(鋼素材)>
本発明の高強度鋼板の製造に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成の鋼を転炉等を用いて溶製した後、連続鋳造法や造塊−分塊圧延法で製造するが、マクロ偏析を防止する観点からは、連続鋳造法を用いることが好ましい。また、薄スラブ鋳造法を用いてもよい。
<熱間圧延工程>
上記鋼スラブを熱間圧延するに際しては、熱間仕上圧延の終了温度を確保するため、鋼スラブを所定の温度にする必要がある。鋼スラブを一旦室温まで冷却して冷片とした後、再加熱する従来法の他に、室温まで冷却せずに温片で加熱炉に装入し、軽度の再加熱後に熱間圧延する温片装入法、連続鋳造等で鋼スラブとした後、熱片状態のまま直ちに熱間圧延する直接圧延法などの省エネルギープロセスを用いてもよい。
X=300−135[Al] (但し、[Al]はAlの含有量(mass%)を示す。)
である。
フェライト相:上記熱延板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を研磨し、ナイタール液で腐食し、鋼組織を現出させた後、光学顕微鏡を用いて400倍で鋼組織を撮像し、画像処理して白色部の面積率を求め、その面積率をフェライト相の体積分率とした。
上記熱延板から、圧延方向に対して直角方向(C方向)を引張方向とするJIS5号試験片を採取し、JIS Z2241に準拠し、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、引張強さ(TS)および全伸び(El)を測定し、強度と延性の積(TS×El)で表される強度−延性バランスを求めた。上記測定の結果を表2中に併記した。
Claims (3)
- C:0.15〜0.30mass%、Si:0.5〜2.0mass%、Mn:1.8〜3.5mass%、P:0.080mass%以下、S:0.03mass%以下、Al:0.01〜2.0mass%、N:0.005mass%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し、
体積分率で8%以上20%以下のフェライト相を含み、更にマルテンサイト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相からなる金属組織を有し、
かつ、引張強さ(TS)と全伸び(El)の積(TS×El)が28,000MPa・%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 前記成分組成に加えて、さらに、Nb:0.4mass%以下、Ti:0.4mass%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱延鋼板。
- 請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、仕上圧延終了温度が(A3点−X−85)℃以上(A3点−X+85)℃以下、最終3パスの合計圧下率が25%以上で熱間圧延し、
350℃〜450℃の温度域で100秒以上滞留させることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
但し、X=300−135[Al]、([Al]はAlの含有量(mass%)を示す。)
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