JP5194857B2 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
特許文献1に記載の方法では、巻取時にコイルを再度分割するなどの問題がある。さらに、Nb添加のためコスト増加を招き経済的に不利である。また、特許文献2に記載の鋼板では、Ti系であるが、高価なMoを添加する必要があり、コストアップを招く。さらには、いずれの特許文献においても、コイルの幅方向と長手方向の両方を含む、コイル面内の2次元的な強度の均一性については考慮されていない。このようなコイル面内の強度バラツキは、いかに巻取り温度を均一に制御したとしても巻取り後のコイルの冷却履歴が位置毎に異なるために不可避的に生じるという問題がある。
[1]成分組成が、質量%でC:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.8%、P:0.030%以下、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織はベイニティックフェライトが70%以上の分率で存在し、かつサイズ20nm未満の析出物中に存在するTiの量が、下式(1)で計算されるTi*の値の50%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
Ti*=[Ti]−48÷14×[N]…(1)
ここで、[Ti]および[N]はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成(質量%)を示す。
[2]成分組成が質量%でC:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.8%、P:0.030%以下、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上げ温度で熱間仕上げ圧延を行い、該熱間仕上げ圧延後2秒以内に20℃/s以上80℃/s以下の冷却速度で冷却を開始し、620℃以下の温度で冷却を停止し、引き続いて550℃以上の温度で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
1)まず、本発明における強度バラツキが少ない、即ち強度均一性の評価方法について説明する。
対象の鋼板の一例としてはコイル状に巻きとったもので、その重量が5t以上、鋼板の幅が500mm以上のものがあげられる。このような場合には、また熱間圧延ままの状態における、長手方向の先端部と後端部で最内周と最外周の各々ひと巻きと幅方向の両端10mmは評価の対象とはしない。これの、長手方向に少なくとも10分割、幅方向に少なくとも5分割に2次元的に測定した引張強度の分布をもって強度バラツキを評価するものとする。また、本発明は鋼板の引張強度(TS)が540MPa以上780MPa以下の範囲を対象としている。
2)次に、本発明における鋼の化学成分(成分組成)の限定理由について説明する。
なお、元素の含有量の単位はいずれも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り、単に「%」で示す。
Cは、後述のTiとともに本発明における重要な元素である。Cは、Tiとともに炭化物を形成し、析出強化により鋼板を高強度するのに有効である。本発明では析出強化の観点からCを0.05%以上含有することが好ましく、さらに好ましくは0.06%以上である。一方、0.012%を超えるCの含有は良好な伸びや穴広げ性に悪影響を及ぼしやすく、C含有量の上限を0.12%とし、好ましくは0.10%以下とする。
Siは、固溶強化の効果ともに延性を向上させる効果がある。上記効果を得るためには、Siは0.01%以上含有することが有効である。一方、Siを0.5%を超えて含有すると、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生しやすくなり、鋼板とした時の表面外観を悪くすることがあるので、Si含有量は0.5%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.3%以下とする。
Mnは、高強度化に有効であるとともに、変態点を下げ、フェライト粒径を微細化させる作用があり、Mnは0.8%以上含有する必要があり、好ましくは1.0%以上とする。一方、1.8%を超える過度のMnを含有すると、熱延後に低温変態相が生成して延性が低下したり、TiCの析出が不安定になりやすくなることから、Mn含有量の上限は1.8%とする。
Pは、固溶強化の効果がある元素であり、また、Si起因のスケール欠陥を軽減する効果をもつ。しかしながら、0.030%を超える過剰なPの含有は、Pが粒界に偏析しやすく、靭性および溶接性を劣化させやすい。従って、P含有量の上限は0.030%とした。
Sは、不純物であり、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減する必要がある。具体的には、S含有量は、0.01%までは許容できるため、0.01%以下とする。
Alは、鋼の脱酸元素として有用である他、不純物として存在する固溶Nを固定して耐常温時効性を向上させる作用がある。かかる作用を発揮させるためには、Al含有量は0.005%以上とする必要がある。一方、0.1%を超えるAlの含有は、高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発しやすいので、Al含有量の上限を0.1%とする。
Nは耐常温時効性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが好ましい元素である。N含有量が多くなると耐常温時効性が劣化し、固溶Nを固定するために多量のAlやTi添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましく、N含有量の上限を0.01%とする。
Tiは、析出強化により鋼を強化させるために重要な元素である。本願発明の場合、Cとともに炭化物を形成することで析出強化に寄与する。
つまり、引張強度TSが540MPa以上、780MPa以下の高強度鋼板を得るためには、析出物は析出物サイズ20nm未満となるように微細化することが好ましい。また、この微細な析出物(析出物サイズ20nm未満)の割合を高めることが重要である。この理由の一つとして、析出物のサイズが20nm以上では、転位の移動を抑制する効果が得られにくく、またベイニティックフェライトを十分に硬質化できないため、強度が低下する場合があるからと考えられる。したがって、析出物のサイズは20nm未満とすることが好ましい。また、本願発明において、この20nm未満の微細なTiを含む析出物は、TiとCを共に上記範囲で添加することにより形成される。本明細書では、これらTiとCを含有する析出物を総称してTi系炭化物と呼ぶ。Ti系炭化物としては例えばTiC、Ti4C2S2などがあげられる。また、前記炭化物中にNを組成として含んだり、MnSなどと複合して析出していても良い。
本願発明の高強度鋼板においては、析出物サイズが20nm未満のTi系炭化物は、主にベイニティックフェライト中に析出していることが、確認できている。これは、ベイニティックフェライトにおけるCの固溶限は小さいので、過飽和のCがベイニティックフェライト中に炭化物として析出しやすいためと考えられる。このため、このような析出物によりベイニティックフェライトが、一層、硬質化(高強度化)し、540MPa以上、780MPa以下の引張強度(TS)が得られることになる。
同時にTiは、固溶Nと結合しやすいので、固溶Nを固定するのにも好ましい元素でもある。その意味で0.030%以上とする。しかしながら、Tiの過剰な添加は加熱段階で強度に寄与しない粗大なTiの未溶解炭化物であるTiC等を生成させるだけで好ましくなく、非経済的である。この観点より、Tiの上限を0.080%とする。
また、本発明では、上記した成分以外の残部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成とすることが好ましい。
ベイニティックフェライトを70%以上の分率で含む組織を有し、かつ20nm未満のサイズの析出物中のTi量が、式(1)で示されるTi*の50%以上
本願発明にかかる高強度熱延鋼板の強度は、鋼自身が有しているベースとなる強度に、固溶強化、組織強化または析出強化の3つの強化機構によるそれぞれの強化量が重畳することで決定される。このうち、ベース強度は鉄の本来の強度であり、固溶強化分は化学組成が決まればほぼ一義的に定まることから、この二つの強化機構はコイル内の強度バラツキには殆ど関与しない。強度バラツキに最も関係が深いのが析出強化であり、次いで組織強化である。
化学組成が、0.08C‐0.1Si-1.5Mn-0.011P-0.002S-0.017Al-0.005Nを基本組成としてTi添加量が0.04%である鋼Aおよび0.06%である鋼Bを実験室的に溶製して鋳片とした。これらを分塊圧延で25mm厚のシートバーとした。これを1230℃にて加熱し、5パスで仕上げ温度880℃の熱間圧延をおこない、仕上げ圧延から1.7秒後に25℃/sの冷却速度で水冷却を施した。このとき冷却停止温度を720〜520℃の間で種々変化させた。水冷却の後は10秒間放冷した後500〜700℃の電気炉に挿入して巻取り処理をおこなった。このとき炉中の保持時間を1〜300分の間で変化させた。以上の方法で、Tiの析出状態と鋼組織とを種々に変化させた熱延鋼板を製造した。これらの熱延鋼帯を酸洗後、伸び率0.5%の調質圧延を施したのち、引張試験片と析出物分析サンプルを採取した。
尚、ベイニティックフェライトの分率は例えば以下のようにして求めることができる。鋼板のL断面(圧延方向に平行な断面)の板厚の表層10%を除く部分について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡(SEM)で1000倍に拡大して撮影する。粒界に0.1μm以上の粒界に垂直方向に凹凸があるか、あるいは粒内に(転位に起因する)腐食痕の残るかのいずれかの特徴を有する結晶粒をベイニティックフェライトと定義して、その他の形態のフェライト相やパーライトやベイナイトなどの異なる変態相区別する。これらを画像解析ソフト上で色分けし、その面積率をもって、ベイニティックフェライト分率とする。
同様に、上記のように製造された熱延鋼板群より、ベイニティックフェライトの分率が70%以上のものを抽出し、下記式(1)で示されるTi*に対するサイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量の割合(%)と、引張強度TS(MPa)との相関を調査した結果を図2に示す。上述したように、析出強化に寄与するサイズ20nm未満の析出物は、添加されたTiにより形成されるため、20nm未満の析出物中のTi量を把握すれば、Tiが効率良く微細析出物として析出しているかどうかを明確にできるからである。この図から分かるように、20nm未満のサイズの析出物に含まれるTi量の増加ともにTSは増加の傾向を示すが、析出物に含まれるTi量がTi*の50%以上ではTSの変動が小さくなり安定化する。
Ti*=[Ti]−48÷14×[N]…(1)
ここで、[Ti]および[N]はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成(質量%)を示す。
したがって、本願発明の要件、すなわち、ベイニティックフェライトを70%以上の分率で含む組織を有し、かつサイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量が、上記式(1)で示されるTi*の50%以上の量であることが、鋼板のいずれの位置においても達成されているならば、コイルの冷却履歴が位置毎に異なってもその各位置における鋼板の強化量はほぼ同じとなり、結果として当該鋼板は、強度バラツキの小さい強度均一性に優れたものとできる。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した鋼板の組成と同様であり、またその限定理由も同様である。本発明の高強度熱延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に粗圧延を施し熱延鋼板とする熱間圧延工程を経ることにより製造できる。
スラブ加熱温度は、加熱段階でTiCのようなTi系炭化物が未固溶とならないために熱延鋼板1150℃以上が望ましい。Ti系炭化物が未固溶となると熱延鋼板の引張強度に悪影響を与えるため避けることが好ましいからである。しかし、過剰な温度による加熱は、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などの問題を引き起こすから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点からは、シートバーを加熱する、所謂シートバーヒーターを活用することが好ましい。
次いで、シートバーを仕上げ圧延して熱延鋼板とする。
仕上げ温度(FDT)を800〜950℃
仕上げ温度が高いと粒が粗大となり、成形性が低下すること、またスケール欠陥が発生しやすいため950℃以下とする。また、800℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイト未再結晶での圧延率が高くなり、異常な集合組織が発達し、強度均一性の観点から好ましくない。その意味で仕上げ温度は800℃以上950℃以下とする。好ましくは840℃〜920℃とする。
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上げ圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や強度の均一化の観点から有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は、0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
仕上げ圧延後に冷却を開始するまでに2秒を超える時間を経過すると、ランアウトテーブル上で粗大なTiC等が不均一に析出しやすく、強度バラツキの要因となりやすい。また、冷却速度が20℃/sを下回る場合も同様な現象が生じやすくなる。冷却速度が80℃/sを超えると硬質な低温変態相が生成し易くなり、強度バラツキの要因となる。このため、熱間仕上げ圧延後2秒以内に20℃/s以上80℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。
冷却の停止温度が620℃を超える場合には、ランアウトテーブル上で粗大化した炭化物が不均一に析出しやすくなるとともに、変態・析出速度が大きくなるため巻取後の冷却速度に強く依存して、組織や析出物が不均一となり面内の強度バラツキが大きくなりやすくなる。巻取温度が550℃を下回る場合には、炭化物の析出量が過小になるために所望の強度を達成することができにくくなる。さらに低い温度になると低温変態相が現出して強度バラツキの要因になるとともに、延性を低下させる。したがって、620℃以下の温度域で冷却を停止し、引き続いて550℃以上の温度域で巻き取ることとする。
表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを1250℃に加熱し粗圧延してシートバーとし、次いで、表2に示す条件の仕上げ圧延を施す熱間圧延工程により熱延鋼板とした。
次いで、これらの熱延鋼板を酸洗後、伸び率0.5%の調質圧延を施したのち、幅方向の端部10mmをトリミングして除去し、各種特性を評価した。コイルの長手の、先端部と後端部で最内周と最外周の各々ひと巻きをカットした位置とその内側を長手方向に20等分した分割点より鋼板を採取した。これらの幅端部および幅方向に8分割した分割点より引張試験片と析出物分析サンプルを採取した。
ミクロ組織は、L断面(圧延方向に平行な断面)の板厚の表層10%を除く部分について、ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡(SEM)で5000倍に拡大し同定し、ベイニティックフェライトの分率は、上記した方法で画像処理ソフトを用いて測定した。
上記により得られた熱延鋼板を適当な大きさに切断し、10%AA系電解液(10vol%アセチルアセトン-1mass%塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール)中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液(500mg/l)(以下、SHMP水溶液と称す)中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のTiの絶対量を測定した。次いで、Tiの絶対量を電解重量で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量(質量%)を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。
この後、上記で得られたサイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量(質量%)を、表1に示したTiとNの含有量を式(1)に代入して算出したTi*で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量の割合(%)とした。
表2に示す調査結果より明らかなように、本発明例では、いずれもTSは540MPa以上の高強度であり、かつ、コイル面内での強度バラツキ(ΔTS)が50MPa以下と小さい強度均一性の良好な鋼板が得られている。
Claims (2)
- 成分組成が、質量%でC:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.8%、P:0.030%以下、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織はベイニティックフェライトが70%以上の分率で存在し、かつサイズ20nm未満の析出物中に存在するTiの量が、下式(1)で計算されるTi*の値の50%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
Ti*=[Ti]−48÷14×[N]…(1)
ここで、[Ti]および[N]はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成(質量%)を示す。 - 成分組成が質量%でC:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.8%、P:0.030%以下、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上げ温度で熱間仕上げ圧延を行い、該熱間仕上げ圧延後2秒以内に20℃/s以上80℃/s以下の冷却速度で冷却を開始し、620℃以下の温度で冷却を停止し、引き続いて550℃以上の温度で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
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