JP5884472B2 - 伸びフランジ性に優れた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)
Description
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、850MPa以上の引張強さを有し、加工性、特に伸びフランジ性にも優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
また、Ti炭化物は、鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程で析出するが、高温域で析出する炭化物は粗大化し易い一方、炭化物を鋼板巻取り温度域で析出させると微細な炭化物が得られることが明らかになった。そして、Ti炭化物は、熱間圧延終了後の冷却過程において鋼のオーステナイト→フェライト変態とほぼ同時に析出することから、鋼のオーステナイト→フェライト変態点を低温化し、該変態点を鋼板巻取り温度域に調整することで、微細な炭化物が得られることを知見した。
[1] 質量%で、
C :0.05%以上0.09%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:1.00%以下、 P :0.03%以下、
S :0.007%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.18%以上0.25%以下
を、C、NおよびTiが下記(1)を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が10μm以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上1150MPa以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
記
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ≦ 1.5 ・・・ (1)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]
([C]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
記
2.21×[Mn]+1.05×log(104×([B]+0.0001))≧1.44 ・・・ (2)
([Mn]、[B]:各元素の含有量(質量%))
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.05%以上0.09%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:1.00%以下、 P :0.03%以下、
S :0.007%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.18%以上0.25%以下
を、C、NおよびTiが下記(1)を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上700℃以下とすることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
記
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ≦ 1.5 ・・・ (1)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]
([C]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
記
2.21×[Mn]+1.05×log(104×([B]+0.0001))≧1.44 ・・・ (2)
([Mn]、[B]:各元素の含有量(質量%))
まず、本発明鋼板の組織および炭化物の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、フェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が10μm以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有する。
熱延鋼板の金属組織は、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。先述のとおり、本発明では熱延鋼板のマトリックスであるフェライトの結晶粒内に微細な炭化物を析出させることで所望の鋼板強度を確保する。そのため、本発明では、鋼素材に添加したCを微細な炭化物として析出させる必要があるところ、セメンタイトのような粗大な炭化物が存在すると微細な炭化物を形成するC量が減じ、鋼板強度が低下する。更に、マトリックス(フェライト)とセメンタイトのような粗大な炭化物との界面ではミクロボイドが発生し易くなるため、伸びフランジ性が低下する。
フェライト平均結晶粒径が10μmを上回ると、結晶粒微細化強化による強化量が低下し、引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板が得られなくなる。また、フェライト平均結晶粒径が10μmを上回ると、フェライト粒径が一定ではない混粒組織となるため、伸びフランジ成形時の変形挙動が鋼板内部で不均一となる。そして、この不均一な変形挙動はミクロボイド生成の原因となり、結果として鋼板の伸びフランジ性を低下させることとなる。そのため、フェライト平均結晶粒径を10μm以下とする。好ましくは6μm未満である。
上記のとおり、本発明の熱延鋼板では、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす板厚中央部のMn偏析を抑制する目的で固溶強化元素であるMn含有量を低減するため、固溶強化による鋼板強度の向上化は期待できない。そこで、本発明の熱延鋼板では、強度を確保する上でフェライト相の結晶粒内に炭化物を微細析出させることが必須となる。本発明においてフェライト相の結晶粒内に炭化物を微細析出させる炭化物としては、Ti炭化物、或いは更にV炭化物、TiとW、Mo、Vを含む複合炭化物等が挙げられる。なお、これらの炭化物の多くは、熱延鋼板製造工程における仕上げ圧延終了後の冷却過程で、オーステナイト→フェライト変態と同時に相界面析出する炭化物である。
本発明鋼では前記したTi等の炭化物を微細に分散させることで強化を図っている。炭化物が粗大化すると、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の運動を阻害する炭化物数が減じることから、炭化物が微細化するほど鋼板は高強度化する。引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、上記炭化物の平均粒子径を10nm未満とする必要がある。好ましくは6nm以下である。
C :0.05%以上0.09%以下
Cは、Ti、或いは更にW、Mo、Vと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちCは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化する上で必須の元素である。引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、C含有量を少なくとも0.05%以上とする必要がある。一方、後述するように本発明ではTiを多量に含有させるため、C含有量が0.09%を超えると、熱延鋼板を製造する工程の鋼素材(スラブ)再加熱時で粗大なTi炭化物を溶解しきれなくなり、最終的に得られる熱延鋼板に粗大なTi炭化物が残存してしまう。このように粗大なTi炭化物が残存すると、強度上昇に担う微細なTi炭化物の析出量が減少することで熱延鋼板の強度が急落するばかりか、粗大なTi炭化物とマトリックス界面でミクロボイドが生成し易くなり、鋼板の伸びフランジ性を劣化させることとなる。したがって、C含有量は0.05%以上0.09%以下とする。より望ましくは0.05%以上0.08%以下である。
Siは、延性(伸び)低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Siは、鋼板表面に濃化し易く、この濃化により鋼板表面が部分的に硬化する。そして、このように表面が部分的に硬化した鋼板では、伸びフランジ成形時に表面での硬化部と硬化部以外との界面で応力集中を引き起こす結果、該界面でミクロボイドが発生し易くなり、伸びフランジ性が低下する。したがって、本発明ではSi含有量を極力低減することが望ましいが、0.3%までは許容できるため、Si含有量の上限を0.3%とする。好ましくは0.1%以下である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Mn含有量は、本発明において、重要な要件のひとつである。Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Mnは加工性を低下させる元素でもある。特に、Mnは、鋳造の際に不可避的に中心偏析を発生させ、この中心偏析部分は非常に硬質でありかつ延性に劣ることから鋼板の伸びフランジ成形時に偏析部と偏析しておらず硬化していない定常部分との界面で応力集中を引き起こし、伸びフランジ性を低下させる要因となる。そのため、本発明では、鋼板の伸びフランジ性を確保すべくMn含有量を低減し、1.00%以下とする必要がある。好ましくは0.85%以下である。
Pは、粒界に偏析して鋼板の伸びフランジ成形時に粒界割れの起点となり、伸びフランジ性を劣化させる有害な元素であるため、極力低減することが好ましい。そこで、本発明では上記問題点を回避すべく、P含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。
Sは、鋼中で介在物として存在する。この介在物は、鋼板の打ち抜き時に楔状に伸び変形が不均一となるため、伸びフランジ性に著しい悪影響をもたらす。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.007%以下とする。好ましくは0.004%以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.02%以上含有することが望ましいが、Al含有量が0.1%を越えると介在物による伸びフランジ性への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Nは、製鋼の段階で炭化物形成元素であるTiと結合して粗大な窒化物を形成し、微細な炭化物の形成を阻害するため鋼板強度を著しく低下させる。また、粗大な窒化物は、ミクロボイド発生の原因となり、鋼板の伸びフランジ性も低下させる。したがってN含有量は極力低減することが好ましく、0.01%以下とする。好ましくは0.006%以下である。
Tiは、Cと炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。所望の熱延鋼板強度(引張強さ:850MPa以上)を確保するためには、Ti含有量を少なくとも0.18%以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.25%を超えると、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延前の鋼素材(スラブ)加熱時に粗大なTi炭化物が完全に溶解せず、最終的に得られる(巻取り後の)熱延鋼板に粗大なTi炭化物が残存する。そして、この粗大なTi炭化物は、ミクロボイド発生の原因となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。したがって、Ti含有量は0.18%以上0.25%以下とする。好ましくは0.19%以上0.23%以下である。
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ≦ 1.5 ・・・ (1)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]
([C]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
上記(1)式は、熱延鋼板の引張強さを850MPa以上とするために満足すべき要件であり、本発明において重要な指標である。
また、([C]/12)/([Ti*]/48)の値が1.5を超えると、鋼素材中のTi量に対するC量が過剰となる結果、セメンタイトが生成し易くなり、鋼板組織を実質的にフェライト単相組織とすることが困難となる。したがって、本発明では、([C]/12)/([Ti*]/48)の値が1.5以下となるようにC、N、Tiの各元素を含有することとする。好ましくは1.05以上1.48以下である。
B:0.003%以下
2.21×[Mn]+1.05×log(104×([B]+0.0001))≧1.44 ・・・ (2)
([Mn]、[B]:各元素の含有量(質量%))
自動車車体の軽量化には鋼板強度は大きい方が望ましい一方、鋼板強度が過剰に高くなると鋼板の加工性が低下し、自動車部材を所定形状に成形する際の加工が困難になる等、様々な支障をきたす。したがって、熱延鋼板の引張強さは850MPa以上1150MPa以下とする。
本発明は、上記した組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上700℃以下とすることを特徴とする。
上記の如く得られた鋼素材(鋼スラブ)に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大なTi炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、鋼板表面性状を悪化させる。
仕上げ圧延温度が850℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、熱延鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、仕上げ圧延温度は850℃以上とする。好ましくは890℃以上である。なお、仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、仕上げ圧延温度は熱間圧延前の加熱温度と通板速度、鋼板板厚により、自ずと決定される。この観点から仕上げ圧延温度は実質的に980℃以下である。
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出することから粗大化し易いため、ひずみ誘起析出が生じると微細な析出物が得られ難くなる。したがって、本発明では、ひずみ誘起析出を抑制する目的で熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3s以内に冷却を開始する。好ましくは2s以内である。
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。また、本発明においては、所定の鋼組成に規定することでオーステナイト→フェライト変態を抑制しているものの、冷却速度が小さいと高温でフェライト変態が開始し、炭化物が粗大化し易くなる。そのため、仕上げ圧延後は急冷する必要があり、上記問題を回避するには30℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは50℃/s以上である。但し、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取温度の制御が困難となることが懸念されるため、150℃/s以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、強制冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。強制冷却停止後は空冷だけで鋼板は冷却されるので、冷却停止後、鋼板の温度はわずかしか低下せずに鋼板は巻き取られる。通常、冷却停止温度は、巻取り温度+5〜10℃程度に設定される。
巻取り温度が500℃を下回ると十分な量の炭化物が得られず、鋼板強度が低下する。一方、巻取り温度が700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため鋼板強度が低下する。したがって、巻取温度の範囲は500℃以上700℃以下とする。好ましくは550℃以上660℃以下である。
めっき処理の種類は特に問わず、電気めっき処理、無電解めっき処理のいずれも適用可能である。例えば、めっき処理として溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき層を形成することができる。或いは、上記溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。また、溶融めっきには亜鉛の他に、アルミもしくはアルミ合金等、その他の金属や合金をめっきすることもできる。
なお、鋼板No.3〜7、20〜25を除き、巻き取りまでの冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態は生じていないことを、別途確認している。
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は、画像解析によりフェライト相とベイナイトやマルテンサイト等のフェライト相以外とを分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト相の平均結晶粒径は、上記の代表的な写真3枚について水平線および垂直線をそれぞれ3本ずつ引きASTM E 112-10に準拠した切断法によって求め、最終的に3枚の平均値を表3に記した。
フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径は、得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡(倍率:135000倍)で観察を行い、100点以上の析出物粒子径の平均によって求めた。この析出物粒子径を算出する上で、粒子径が1.0μmより大きい粗大なセメンタイトや窒化物は含まないものとした。
得られた熱延鋼板から圧延方向と垂直方向にJIS13号B引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。
得られた熱延鋼板からサンプルを採取して穴拡げ試験を行い、伸びフランジ性評価を行った。試験条件は日本鉄鋼連盟規格(T1001-1996)に準拠し、100W×100L mmのサンプル中央にクリアランス12%とした直径10mmの打抜加工を行い、頂角60°の円錐台のポンチを用いた。また、各サンプルについて5回繰り返し試験を行い、次式で算出される穴広げ率(λ)の平均値を求めた。なお、次式において「試験後孔径」は、打抜加工によって得られた初期孔径(直径10mm)に円錐台のポンチを挿入し、該孔を押し広げ、亀裂が熱延鋼板(試験片)を貫通したときの孔の径である。
(穴広げ率λ%)=(試験後孔径−初期孔径)/(初期孔径)×100
得られた結果を表3に示す。
Claims (11)
- 質量%で、
C :0.05%以上0.09%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:1.00%以下、 P :0.03%以下、
S :0.007%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.18%以上0.25%以下
を、C、NおよびTiが下記(1)を満足するように含有し、さらに、質量%でB :0.003%以下を、下記(2)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が10μm以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上1150MPa以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
記
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ≦ 1.5 ・・・ (1)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]
([C]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
2.21×[Mn]+1.05×log(10 4 ×([B]+0.0001))≧1.44 ・・・ (2)
([Mn]、[B]:各元素の含有量(質量%)) - 前記組成に加えてさらに、質量%でV:0.005%以上0.3%以下を含有することを特徴とする、請求項1に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でW :0.01%以上1.0%以下、Mo:0.01%以上0.5%以下のいずれか1種以上を含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする、請求項1ないし3のいずれかに記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項1ないし4のいずれかに記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項5に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項5に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
- 鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.05%以上0.09%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:1.00%以下、 P :0.03%以下、
S :0.007%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.18%以上0.25%以下
を、C、NおよびTiが下記(1)を満足するように含有し、さらに、質量%でB :0.003%以下を、下記(2)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を850℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上700℃以下として、フェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が10μm以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織、および850MPa以上1150MPa以下の引張強さとすることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
記
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ≦ 1.5 ・・・ (1)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]
([C]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
2.21×[Mn]+1.05×log(10 4 ×([B]+0.0001))≧1.44 ・・・ (2)
([Mn]、[B]:各元素の含有量(質量%)) - 前記組成に加えてさらに、質量%でV:0.005%以上0.3%以下を含有することを特徴とする、請求項8に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でW :0.01%以上1.0%以下、Mo:0.01%以上0.5%以下のいずれか1種以上を含有することを特徴とする、請求項8または9に記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする、請求項8ないし10のいずれかに記載の伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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