JP5034296B2 - 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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疲労特性の向上を目的とした技術として特許文献4には、C:0.03〜0.20%を含み、Si、Mn、P、S、Alを適正量としたうえで、Cu:0.2〜2.0%とB:0.0002〜0.002%を含み、ミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第2相とする複合組織であり、フェライト相におけるCuの存在状態を2nm以下の固溶状態および/または析出状態とした、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献4に記載された鋼板は、疲労特性は考慮されているものの、プレス性および穴拡げ性と耐衝撃性を兼備することについては記載されていない。また、Cuの添加が必要であるため、スクラップしてリサイクルすることが困難であるという問題もある。
本発明は、引張強さTSが450MPa以上、特に600MPa以上の高張力熱延鋼板を対象としており、プレス成形後の比較的低い温度での熱処理により引張強さが顕著に上昇し、その強度変化ΔTSが100MPa以上になる歪時効硬化特性に優れた鋼板、およびこれに加えて疲労特性に優れた鋼板であり、特定の組織と特定の組成を有する。
本発明における鋼板の組織は、主相である焼戻ししていないマルテンサイト相と、面積率で1%以上30%以下の平均粒径が20μm以下のフェライト相を第2相として含む複合組織形態を有する。
Cは、鋼板の強度を増加させ、さらにマルテンサイトとフェライトの複合組織の形成を促進する元素である。しかし、0.01%未満では所望のマルテンサイトとフェライトの複合組織が形成され難く、また、本発明の目的とする高い歪時効硬化性を得るためには、0.01%以上の固溶C量が必要である。一方、C量が0.2%を超えるとマルテンサイトおよび第3相の分率が増加し、フェライトの分率は著しく低下するため延性が低下する。フェライト分率が低い場合、固溶Cが作用(固着)するフェライト中の転位が不十分となり、本発明が目的とする歪時効硬化性が低下する。したがって、C含有量を0.01〜0.2%とする。なお、スポット溶接性を良好にする観点からは0.15%以下が好ましい。
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であり、フェライトの生成を促進する効果を有する。フェライトの生成を促進するためには0.005%以上を添加することが好ましいが、その含有量が2.0%を超えると、フェライトが過剰に生成し、プレス成形性の劣化、強度上昇効果の低下を招くとともに、表面性状が悪化する。このため、Si含有量を2.0%以下とする。
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにマルテンサイトとフェライトの複合組織の形成を促進する作用を有している。また、Sによる熱間割れを防止するのに有効な元素であり、含有するS量に応じて含有させるのが好ましい。このような効果は、0.5%以上で顕著となるため、Mn含有量は0.5%以上とすることが好ましい。一方、3.0%を超えるとプレス成形性および溶接性が劣化し、またフェライトの生成が抑制される。このため、Mn含有量を3.0%以下とする。フェライト生成の観点からは、2.0%以下が好ましい。
Pは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量含有させることができる。この強化を活用する場合、0.005%以上とするのが好ましいが、過剰に含有するとプレス成形性が劣化する。このため、P含有量を0.1%以下とする。
Sは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、特に伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.02%以下に低減するとさほど悪影響を及ぼさなくなるため、本発明ではSの含有量を0.02%以下とする。より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、0.01%以下とすることが好ましい。なお、脱硫のための製鋼コストの観点からは、Sは0.001%以上とすることが好ましい。
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるが、0.1%を超えて含有しても、より一層の脱酸効果は得られず、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Al含有量を0.1%以下とする。なお、脱酸元素としてその効果を得るためには、Alは0.01%以上添加することが好ましい。
Nは、固溶強化や歪時効硬化でCと同様に鋼板の強度を増加させる元素であるが、0.02%を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の延性、さらにはプレス成形性が顕著に劣化する。このため、N含有量を0.02%以下にする。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合には0.01%以下とするのが好適である。なお、Nは雰囲気中から混入しやすい元素であり、製造性の観点から、Nは0.002%以上が好ましい。
Nb,Ti,Vは、いずれも炭化物形成元素であり、炭化物の微細分散により高強度化に有効に作用するため、必要に応じて選択して含有させることができる。また、Moは強化元素の一つであり、かつ焼き入れ性を高める作用を有するため、必要に応じて含有させることができる。これら元素を強化に用いる場合、十分な効果を得るためには、合計で0.005%以上含有させることが好ましい。しかし、これらを合計で0.2%超えて含有すると、プレス成形性の劣化、化成処理性の劣化などの問題が生じる。さらに、これらの元素は炭化物形成元素であるため、本発明の強度上昇効果を得るのに必要となる固溶C量を減少させ、ΔTSの向上が妨げられる。このため、これらを含有させる場合には、Nb,Ti,V,Moのうち1種または2種以上を合計で0.2%以下とする。
本発明の熱延鋼板は、上述した範囲内の成分組成を有する鋼スラブを素材とし、その素材を所定条件で熱間圧延し、巻取ることにより、上記組織を有する熱延鋼板を得る。
その後、熱間圧延、冷却、巻取り等の工程を経るが、これらの工程は、以下のように規定される。
仕上圧延終了温度FTをAr3変態点以上とすることにより、均一な熱延母板組織を得ることができ、本発明の要件であるマルテンサイトとフェライトとの複合組織を容易に得ることができる。仕上圧延終了温度がAr3変態点未満では、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時のトラブルが発生する危険性が増大する。さらに、圧延中にフェライトが生成し、その分率が本発明の範囲を超えて大きくなるため、本発明が目的とする大きな強度上昇効果が得られない。
仕上圧延終了後にMs点以下まで冷却することにより、未変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態する。Ms点温度以下まで冷却しない場合にはパーライトまたはベイナイトに変態し、本発明の要件であるマルテンサイトは得られない。したがって、仕上圧延後の冷却停止温度はMs点以下とする。また、マルテンサイト、フェライト等の分率およびフェライト粒径は、冷却速度に依存して変化し、20℃/sec未満の平均冷却速度では目的とする分率またはフェライト粒径とはならないので、平均冷却速度は20℃/sec以上とする。固溶C量の確保の観点より、より好ましい平均冷却速度は50℃/sec以上、さらに好ましくは100℃/sec以上である。本発明の鋼組成で、上記の冷却条件により製造することにより、目的とするフェライト分率と粒径の組織形態が得られる。
巻取温度CTは本発明の組織を得るために重要である。巻取温度が300℃よりも高いと、未変態のオーステナイトがパーライトまたはベイナイトに変態し、マルテンサイトが形成されないため、本発明の要件であるマルテンサイトを主相とする組織とならない。巻取温度のより好ましい範囲は、炭化物形成を抑制し固溶C量を確保する観点から200℃以下である。
マルテンサイト鋼等で靱性向上のために行われる350℃以上の高い温度での焼戻処理は、炭化物を形成し、固溶Cが減少するため、行わないことが必要である。
まず、歪時効硬化特性について検討した第1の実施例について説明する。
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向と平行な断面(L断面)について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて第2相であるフェライト組織分率を求めた。また、フェライト相の粒径は、画像解析により得られたフェライト相の面積および結晶粒の個数より平均面積を算出し、さらに円近似による直径を平均粒径とした。
得られた熱延鋼板より、分析用試験片を採取した後、鋼中C量と析出C量を湿式分析法により求め、鋼中C量と析出C量の差を固溶C量とした。なお、微視組織用試料を用いた観察により、その炭化物のサイズ、密度から析出C量を求めてもよい。
得られた鋼帯から、JIS5号ハーフ引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏応力YS、引張強さTS、伸び(全伸びT.EL、局部伸びL.EL)を求めた。
得られた鋼帯(熱延鋼板)から、JIS5号ハーフ引張試験片を圧延方向に採取し、予変形(引張予歪)として3%の塑性変形を与えて、次いで150〜200℃で20minの熱処理を施した後、引張試験を実施し、熱処理後の引張特性強さTS′を求め、ΔTS=TS′−TSを算出した。なお、YS、TSは鋼帯(熱延鋼板)の降伏応力、引張強さである。
これらの結果を表2に併記する。
次に第2の実施例について説明する。ここでは歪時効硬化特性に加え、疲労特性にも着目している。
得られた鋼帯(熱延焼鈍板)から、JIS5号引張試験片を圧延方向に採取し、予変形(引張予歪)として1.5%の塑性変形を与えて、ついで200℃×20minの熱処理を施した後、引張疲労試験を実施し、歪時効処理後の疲労限:FLを求め、疲労限度比:FL/TS(TSは鋼帯の歪時効処理なしでの引張強さ)を算出した。
これらの結果を表4に併記する。
次に第3の実施例について説明する。ここでは製造条件である熱延終了後の冷却開始時間と低温焼戻しについて、また第3相(ベイナイト)が強度上昇効果(ΔTS)と疲労特性に及ぼす影響に着目している。
Claims (8)
- 質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、Al:0.1%以下、N:0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、焼戻ししていないマルテンサイト相を主相とし、第2相としてフェライト相が面積率で1%以上30%以下の範囲で含まれ、かつ、該フェライト相の平均粒径が20μm以下であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。
- 質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、Al:0.1%以下、N:0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相を主相とし、第2相としてフェライト相が面積率で1%以上30%以下の範囲で含まれ、かつ、該フェライト相の平均粒径が20μm以下であり、固溶C量が0.01質量%以上であることを特徴とする歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。
- 質量%で、Nb、Ti、V、Moのうち1種または2種以上を合計で0.2%以下さらに含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。
- 質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、Al:0.1%以下、N:0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、焼戻ししていないマルテンサイト相を主相とし、第2相としてフェライト相が面積率で1%以上30%以下の範囲で含まれ、かつ、該フェライト相の平均粒径が15μm以下であり、歪時効処理後のマルテンサイト相の硬度Hv(M)とフェライト相の硬度Hv(α)が
Hv(α)/Hv(M)≧0.6
となることを特徴とする疲労特性と歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。 - 質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、Al:0.1%以下、N:0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相を主相とし、第2相としてフェライト相が面積率で1%以上30%以下の範囲で含まれ、かつ、該フェライト相の平均粒径が15μm以下であり、固溶C量が0.01質量%以上であり、歪時効処理後のマルテンサイト相の硬度Hv(M)とフェライト相の硬度Hv(α)が
Hv(α)/Hv(M)≧0.6
であることを特徴とする疲労特性と歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。 - 質量%で、Nb、Ti、V、Moのうち1種または2種以上を合計で0.2%以下さらに含有することを特徴とする請求項4または請求項5に記載の疲労特性と歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板。
- 質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、Al:0.1%以下、N:0.02%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに対し、仕上圧延終了温度がAr3変態点以上である熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、マルテンサイト変態温度(Ms点)以下まで20℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、300℃以下の温度で巻き取り、その後350℃以上の焼戻熱処理を経ないことを特徴とする歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブは、質量%で、Nb、Ti、V、Moのうち1種または2種以上を合計で0.2%以下さらに含有することを特徴とする請求項7に記載の歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
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