JP4329804B2

JP4329804B2 - 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板

Info

Publication number: JP4329804B2
Application number: JP2006276943A
Authority: JP
Inventors: 健中原; 毅藤田; 透稲積; 啓泰菊池
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2006-10-10
Filing date: 2006-10-10
Publication date: 2009-09-09
Anticipated expiration: 2017-09-29
Also published as: JP2007063672A

Description

本発明は、特に発電器のモーターコア用材料や自動車足廻り用材料などに好適な、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板に関する。

発電器のモーターコア用材料や自動車足廻り用材料に使用される高強度熱延鋼板には、安定して所定の強度が得られていることと良好な延性や伸びフランジ性等の加工性が確保されていることに加え、優れた加工精度を得るために良好な形状が要求される。

従来から、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下の強度レベルの析出強化型熱延鋼板については、Ｎｂ，Ｔｉ等の炭化物形成元素の単独添加によっても、所定の強度を確保することは比較的容易である。これに対し、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の強度レベルの析出強化型熱延鋼板の製造においては、一種類の炭化物形成元素の添加では強度上昇量に飽和点が存在し、強度を確保することは困難であるため、二種類以上の元素を複合添加することで強度を確保する技術が提案されている。例えば、特許文献１にＮｂとＴｉの複合添加で、組織はベイニティックフェライトを主体とした、強度及び延性に優れる鋼板が公開されている。

また、ＮｂとＴｉの複合添加に加えてＣｕを添加した伸びフランジ性に優れる鋼板が、特許文献２に公開されている。この技術は、Ｃｕを添加してＮｂＣやＴｉＣの析出と同時にε−Ｃｕを析出させることで、ＮｂＣやＴｉＣを微細分散させ、強度を確保すると同時に伸びフランジ性を向上させるものである。

さらに、このような技術の他に、二種類以上の微量添加元素の複合添加による析出強化と組織強化の複合強化により、強度を確保する方法も提案されている。例えば特許文献３には、ＮｂＣやＴｉＣを析出させたフェライトとマルテンサイト及び残留オーステナイトからなる組織とした、低ＹＲで延性に優れる鋼板が公開されている。
特開平７−４８６４８号公報特開平７−０７０６９６号公報特開平５−１７９３９６号公報

しかし、特許文献１のようなＮｂ、Ｔｉの複合添加を利用する場合、後述するようにＮｂ及びＴｉ含有量のわずかな変動によって強度が低下し、安定して所定の強度を確保できないという問題がある。また、特許文献２のＣｕ添加鋼板はリサイクル性に劣るという問題があり、環境問題が重視されている今日においては積極的に活用すべき手段であるとはいい難い。さらに、特許文献３のような組織を有する鋼板を製造するには、実質的に巻取温度を３９０〜４７５℃まで下げる必要があるので、薄鋼板では形状が劣化し矯正により生産効率が低下するばかりか矯正量の増加に伴い延性が低下し加工性が劣化するという問題がある。

上記したように、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高強度熱延鋼板を、形状及び加工性を損なうことなく安定に製造する技術は未だ確立されていないのが現状である。

本発明の目的は、このような現状を鑑み、ＮｂとＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイトによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の強度を安定して確保できるようにすることで、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板を提供することにある。

前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。

（１）本発明の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｍｎ：１〜２．５％と、Ｓｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ≦０．００２７％と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％と、Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％とを含有し、且つ下記（１）式を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板。
｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦０．１００…（１）
（２）本発明の熱延鋼板は、鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜１％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板である。

（３）本発明の熱延鋼板は、上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼であって、フェライト中の平均径１００ｎｍ以上の（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが、体積率で０．０５％以下であることを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板である。

本発明によれば、鋼組成及び製造条件を特定することにより、Ｎｂ及びＴｉの複合添加をベースにＣｕ添加やマルテンサイトによる強化を利用することなしに８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の強度を安定して確保し、リサイクル性に問題がなく且つ形状が良好で、しかも加工性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。

したがって、本発明は、延性や伸びフランジ性等の加工性に加え、優れた加工精度を得るために良好な形状が要求される発電器のモーターコア用材料や自動車足廻り用材料などに適用することができ、産業上非常に有効な技術である。

本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、以下に示す新規知見を得た。

従来の技術では、ＮｂとＴｉは加算的に強度を高める効果があると考えて複合添加されていたが、図１に示すように、逆に強度が低下してしまう複合割合（Ｎｂ／Ｔｉ）が存在し、安定して強度を確保するためには、Ｎｂ／Ｔｉを適正範囲に調整することが必要不可欠であることを発見した。なお、図１中のデータは、０．０８％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ及び０．１３％Ｃ−０．５％Ｓｉ−１．８％Ｍｎ−０．２％Ｃｒを基本組成としたものに、ＮｂとＴｉをＮｂ／９２．９＋Ｔｉ／４７．９＝０．００２７の一定範囲内でＮｂ／Ｔｉを変化させて添加したものに本発明の製造方法を適用した結果である。

すなわち、ＮｂとＴｉの複合添加では、フェライト中にＴｉＣ，（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが析出するが、図３及び図４に示すように、ＴｉＣの寸法が数十ｎｍであるのに対し、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃは１００ｎｍ以上と粗大である。このため、析出強化に寄与する主要析出物はＴｉＣであるが、Ｎｂ／Ｔｉが高い鋼板では、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃの析出量がＴｉＣに比べ相対的に増加するため、強度が低下してしまうのである。したがって、Ｎｂ／Ｔｉを適正範囲に制御することにより、十分な析出強化量が安定して得られるため、巻取温度を下げることによる組織強化やＣｕ添加も必要とせず、安定して高強度を得ることができる。

また、粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの存在量を低減することにより、延性を高めることができることも知見した。図２は、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼす粗大（平均径１００ｎｍ以上）（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの存在量の影響を示したものであるが、体積率で０．０５％超えて存在すると強度−延性バランスが著しく低下してしまうことを発見した。

以上の新規知見に基づき、本発明者らは、Ｎｂ，Ｔｉ複合添加鋼板のＮｂ／Ｔｉ添加比を一定範囲内に制御して、フェライト中の粗大なＴｉ，Ｎｂ系炭窒化物の析出量を抑制することによりＴｉＣの析出強化効果を安定させ、さらに形状を損なわない高めの温度（４８０〜５５０℃）でフェライト中にＴｉＣを微細析出させるために、仕上圧延温度、ランアウトテーブル上での中間温度、及び巻取り温度を一定範囲内に制御するようにして、８０ｋｇｆ／ｍｍ²以上の強度を安定して確保しつつ、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件を下記範囲に限定することにより、ＮｂとＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイトによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の強度を安定して確保できるようにすることで、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板を提供することができる。

以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、及び製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０８〜０．２％
鋼の高強度化のためには必須の元素であり、本発明におけるような８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高強度を得るためには少なくとも０．０８％は必要であるが、過剰に添加すると鋼中のセメンタイトが増加してしまい伸びフランジ性を劣化させてしまうので、その添加量の上限は０．２％である。

Ｍｎ：１〜２．５％
固溶強化元素として鋼の高強度化には有効な元素であり、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高強度を得るためには少なくとも１％は必要であるが、過剰な添加はコスト高となり経済的に不利であるので、その添加量の上限は２．５％である。

Ｓｉ≦１％
Ｍｎと同様に固溶強化元素として鋼の高強度化に有効な元素であるが、過剰な添加は表面性状を劣化させるのでその添加量の上限は１％である。
Ｐ≦０．０５％
固溶強化元素として有効な元素であるが、過剰に添加すると加工性及び溶接性の劣化を招くので、その添加量の上限は０．０５％である。

Ｓ≦０．０１％
鋼中に過剰に存在すると加工性を劣化させるので、その鋼中含有量の上限は０．０１％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
脱酸剤として必要な元素であり、そのためには０．０１％は必要であるが、過剰の添加は伸びフランジ性を劣化させるので、その添加量の上限は０．１％である。

Ｎ≦０．００２７％
鋼中に過剰に存在すると、本発明の場合、粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの析出量が増加してしまい、強度確保が困難となるので、その鋼中含有量の上限は０．００２７％である。
Ｔｉ：０．０５〜０．２％，Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％、且つ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦０．１００
Ｔｉ，Ｎｂは本発明において最も重要な元素であり、Ｔｉは微細ＴｉＣとしてフェライト中に析出させ鋼板の強度を確保するためには、少なくとも０．０５％は必要であるが、過剰の添加はコスト高となり経済的に不利であるので、その添加量の上限は０．２％である。

Ｎｂは圧延中のオーステナイトの再結晶を抑制し、圧延後の冷却時にベイナイト組織を得るために必要であり、そのためには０．００５％は必要であるが、過剰な添加は鋼中に粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃを多量に析出させ強度確保が困難となるので、その添加量の上限は０．０１７％であり、かつＴｉとＮｂの添加量割合は｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦０．１００を満足するものとする。前記図１で説明したように、｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝が０．１００を超えると、強度が低下してしまい所望の強度（８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上）が得られないためである。

また、より高延性を得るためには、フェライト中の平均径１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率を０．０５％以下とすることが好ましい。前記図２で説明したように、粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが体積率で０．０５％を超えると、強度−延性バランスが著しく低下してしまうためである。
さらに、本発明では上記の合金元素の他に、鋼板の加工性を高めるために、Ｃｒを以下の範囲で含有してもよい。

Ｃｒ：０．１〜１％
加工性を損なう粗大なパーライトの生成を抑制する元素であり、効果を得るためには０．１％以上必要であるが、過剰の添加はコスト高となり経済的に不利であるのでその添加量の上限は１％である。
以上の成分系を基本とするが、本発明における鋼板は必要に応じて、伸びフランジ性の向上のためＣａを０．０１％以下、耐食性向上のためＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕをそれぞれ１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも一種以上をそれぞれ含有しても構わない。

なお、本発明における鋼板の組織は、延性及び伸びフランジ性の観点から、ＴｉＣの微細析出によって強化したフェライトとベイナイトまたは微細パーライトが混在するものが好ましい。
上記の成分範囲に調整することにより、ＮｂとＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイトによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の強度を安定して確保しつつ、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板を得ることが可能となる。

このような特性の鋼板は、以下の製造方法により製造することができる。
（２）鋼板製造工程
（製造方法）
上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉にて溶製した後、連続鋳造によりスラブにした後、１２００℃以上に加熱後熱間圧延を開始するか、あるいは鋳造後直送圧延を行い、Ａｒ_３点〜８８０℃の仕上圧延温度で熱間圧延を終了する。その後、ランアウトテーブル上で冷却して巻き取る際に、ランアウトテーブル上での中間温度を５００〜６００℃に制御し、４８０〜５５０℃の温度で巻き取る。

ａ．スラブ加熱温度：１２００℃以上
本発明においては、スラブ中に析出しているＴｉ及びＮｂの析出物を一旦鋼中に再固溶させる必要があり、そのためのスラブ加熱温度は１２００℃以上は必要である。

ｂ．仕上圧延温度（ＦＴ）：Ａｒ_３点〜８８０℃
本発明のように、４８０〜５５０℃という形状を損なわない高めの巻取温度で、延性及び伸びフランジ性を損なう粗大パーライトの生成を抑制するためには、仕上圧延終了後ランアウトテーブル上での冷却を開始するまでの間にオーステナイトの静的再結晶を抑制して、変形帯や双晶を多量に含有した未再結晶オーステナイトとする必要がある。これは加工歪が残存したオーステナイト粒から冷却することにより、４８０℃の巻取温度においても容易にベイナイトが生成するためで、このためにはＦＴは８８０℃以下とする必要がある。但し、フェライト域での圧延となってしまうと、粗大なフェライト（α）展伸粒が生成し延性及び強度が低下してしまうので、ＦＴはＡｒ_３点以上である必要がある。

中間温度（ＭＴ）：５００〜６００℃
本発明においては、フェライト中にＴｉＣを微細に析出させる必要があり、このＴｉＣの析出はＡｒ_３変態の進行と同時に生じている。そのため、強度確保のためにはランアウトテーブル上での冷却中に十分な量のＴｉＣを析出させる必要があり、そのためにＭＴは５００℃以上が必要である。但し、ＭＴが高すぎるとランアウトテーブル上での冷却速度が遅くなり、粗大なパーライトが生成するので、その上限は６００℃である。

巻取温度（ＣＴ）：４８０〜５５０℃
ＣＴが５５０℃を超えると、ＴｉＣが粗大化して強度を確保することができない。但し、ＣＴが４８０℃未満では形状が劣化してしまうので、その下限は４８０℃である。

本発明の対象は通常の熱延鋼板以外に、酸洗熱延鋼板や熱延鋼板に亜鉛めっきや錫めっきなどを施した表面処理鋼板を含む。
また、鋼の溶製は転炉、電気炉のいずれでもよく、上記原理から、スラブを一旦冷却することなく連続鋳造後に直送圧延を行っても同様な効果を得ることができる。
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。

（実施例）
表１に示す化学成分を有する鋼（本発明鋼：Ｎｏ．１〜５，比較鋼：Ｎｏ．６〜１２）を実験室真空溶解炉にて溶製後圧延を行い、３０ｍｍ厚のスラブを作製した。これらのスラブを１２００〜１２５０℃にて２時間保持後、あるいは一部のスラブについては直送にて熱間圧延を行い、およそ８４０〜８７０℃の範囲で圧延を終了し、２．３ｍｍ厚まで圧延した。次いで鋼板をガス冷却装置でおよそ５５０〜５８０℃の範囲の中間温度まで冷却速度約２０℃／秒で冷却後、直ちに約３０℃／秒で５００〜５３０℃の範囲の巻取処理相当温度まで冷却後その温度で１時間保持した。

このようにして得られた鋼板について引張試験及び組織観察を行った。また、本発明鋼Ｎｏ．１〜５の鋼板については、これらから薄膜を作製してＴＥＭ観察を行い、粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの同定とサイズ測定を行い、その体積率を求めた。
表２にこれらの結果を示す。なお、表２には、本発明とは異なる製造条件にて製造した鋼板についての結果も比較例（Ｎｏ．６〜１２，４’，５’）として示した。具体的には、比較例Ｎｏ．４’は仕上温度を高めたものである。

図１にて説明したように、本発明によればＮｂとＴｉの複合添加では、Ｎｂ／Ｔｉを調整することにより、８０ｋｇｆ／ｍｍ²（約７８５ＭＰａ）以上の強度を容易に確保することができ、直送にて熱間圧延を開始してもその効果が同様に得られることがわかる。

しかし、巻取温度を高めた比較例Ｎｏ．５’では、フェライト中に析出した微細ＴｉＣが、粗大化してしまい十分な強度が得られなかった。ＦＴ（仕上圧延温度）を高くした比較例Ｎｏ．４’では、オーステナイトの再結晶が進行したため、加工性を劣化させる粗大なパーライトが生成した。また、比較例Ｎｏ．６〜１２は本発明の製造条件を満たしているが、鋼の成分が本発明の範囲から外れているため、所望の強度を確保できていないか、または強度−延性バランスが劣っている。

さらに、図２にて説明したように、強度−延性バランスについても、１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率（ρ）が０．０５％以下であれば優れたものとなることがわかる。

本発明の実施の形態に係るＮｂ／Ｔｉ添加比と引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図。本発明の実施の形態に係る１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率と強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）との関係を示す図。フェライト中に析出したＴｉＣの透過電子顕微鏡写真。フェライト中に析出したＴｉ，Ｎｂ系炭窒化物の透過電子顕微鏡写真。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｍｎ：１〜２．５％と、Ｓｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ≦０．００２７％と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％と、Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％とを含有し、且つ下記（１）式を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板。
｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦０．１００…（１）
鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜１％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板。
請求項１または２に記載の組成を有する鋼であって、フェライト中の平均径１００ｎｍ以上の（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが、体積率で０．０５％以下であることを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板。