JP7373576B2 - 打抜性と材質均一性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
微細組織が、主相はマルテンサイト相及びベイナイト相からなり、上記マルテンサイト相の分率は50%以上90%未満であり、上記ベイナイト相の分率は、5%以上50%以下であり、上記マルテンサイト相及び上記ベイナイト相の分率の合計が90%以上であり、残部はフェライト相からなる高強度熱延鋼板を提供する。
[関係式(1)] CL<1
CL=-0.692-0.158×[Mn]+0.121×[Mn]2+0.061×[Cr]2-0.319×[Mo]+0.035×[Hardness_HRC]
(ここで、CLは有効クラック発生指数であり、[Mn]、[Cr]、[Mo]は、該当合金元素の重量%、[Hardness_HRC]はロックウェル硬度(HRC)である。)
[関係式(2)] Tn-70≦FDT≦Tn
Tn=967-280×[C]+35.7×[Si]-28.1×[Mn]-11.4×[Cr]+11.4×[Mo]-62×[Ti]+46.2×[Nb]
(ここで、Tnは臨界圧延温度(℃)、FDTは圧延仕上げ温度(℃)であり、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]、[Nb]、[Ti]は、該当合金元素の重量%である。)
[関係式(3)] LCR≦CR≦HCR
LCR=2000/(-1076+2751×[C]+17×[Si]+301×[Mn]+330×[Cr]+355×[Mo]+42939×[B])
HCR=2500/(-70.3+198×[C]+32.0×[Si]+16.7×[Mn]+18.4×[Cr]+42.1×[Mo]+5918×[B])
(ここで、CRは冷却帯での冷却速度(℃/s)であり、LCRは最小臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は5であり、その最大値は45であり、HCRは最大臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は50であり、その最大値は200である。また、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]は、該当合金元素の重量%である。)
以下、本発明の一側面による高強度熱延鋼板について詳細に説明する。
[関係式(1)] CL<1
CL=-0.692-0.158×[Mn]+0.121×[Mn]2+0.061×[Cr]2-0.319×[Mo]+0.035×[Hardness_HRC]
(ここで、CLは有効クラック発生指数であり、[Mn]、[Cr]、[Mo]は、該当合金元素の重量%、[Hardness_HRC]はロックウェル硬度(HRC)である。)
Cは、鋼を強化させるために最も経済的であり、効果的な元素であり、添加量が増加するほど、フェライト相の分率が減少し、固溶強化効果により硬度が高いベイナイト相及びマルテンサイト相を得ることができる。しかし、その含有量が0.10%未満であると、十分な強化効果を得ることが難しく、0.30%を超えると、過度に硬く、脆性が低いマルテンサイト相が形成されて打抜性が低下するという問題点がある。したがって、上記C含有量は、0.10~0.30%であるとよい。Cの上限は、0.25%であることがさらに好ましく、0.23%であることがより好ましい。Cの下限は、0.15%であることがさらに好ましく、0.17%であることがより好ましい。
Siは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果があり、粗大な炭化物形成を遅延させて打抜性を向上させるために有利である。しかし、その含有量が0.001%未満であると、上記効果を得ることが難しく、1.0%を超えると、熱間圧延時の鋼板表面にSiによる赤スケールが形成されて鋼板の表面品質が非常に悪くなり、表面硬度を低下させるという問題点があるため、その含有量を1.0%以下に制限することが好ましい。したがって、上記Si含有量は、0.001~1.0%であるとよい。Siの上限は、0.7%であることがさらに好ましく、0.5%であることがより好ましい。Siの下限は、0.003%であることがさらに好ましく、0.005%であることがより好ましい。
Mnは、鋼を固溶強化させるために効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させて冷却時のフェライトの形成を抑制し、鋼の強度及び硬度を増加させる。しかし、その含有量が0.5%未満であると、添加による上記効果を得ることができず、2.5%を超えると、連鋳工程でスラブ鋳造時の厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には厚さ方向の微細組織を不均一に形成して打ち抜き特性が低下する。したがって、上記Mn含有量は、0.5~2.5%であるとよい。Mnの上限は、2.2%であることがさらに好ましく、2.0%であることがより好ましい。Mnの下限は、0.8%であることがさらに好ましく、1.0%であることがより好ましい。
Crは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させてフェライトの生成を抑制し、鋼の強度及び硬度を増加させる。しかし、Cr含有量が0.001%未満であると、添加による上記効果を得ることができず、1.5%を超えると、厚さ中心部での偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして打ち抜き特性が低下する。したがって、上記Cr含有量は、0.001~1.5%であるとよい。Crの上限は、1.2%であることがさらに好ましく、1.0%であることがより好ましい。Crの下限は、0.003%であることがさらに好ましく、0.005%であることがより好ましい。
Moは、粒界を強化させて打抜性を向上させ、鋼の硬化能を向上させて強度を増加させる役割を果たす。しかし、その含有量が0.001%未満含まれる場合、その効果が僅かであり、0.5%を超えて含まれる場合、その効果が飽和し、鋼の製造原価を大きく上昇させるため、上記Mo含有量は、0.001~0.5%であるとよい。Moの上限は、0.45%であることがさらに好ましく、0.4%であることがより好ましい。Moの下限は、0.003%であることがさらに好ましく、0.005%であることがより好ましい。
Alは、脱酸のために添加する成分であり、溶解状態でその含有量が0.001%未満であると、脱酸効果が十分でなく、0.5%を超えると、介在物形成による欠陥が発生しやすく、連鋳時にノズルの目詰まりを誘発するという問題がある。したがって、上記Al含有量は0.001~0.5%であるとよい。Alの上限は、0.45%であることがさらに好ましく、0.4%であることがより好ましい。Alの下限は、0.003%であることがさらに好ましく、0.005%であることがより好ましい。
Pは、鋼に不可避に含有される不純物として、その含有量をできるだけ低く制御することが有利である。但し、P含有量を0.001%未満にするためには、製造費用が多くかかるため、経済的に不利であり、その含有量が0.01%を超えると、粒界偏析による脆性が発生して鋼材の打抜性を低下させる。したがって、上記P含有量は、0.001~0.01%であるとよい。Pの上限は、0.008%であることがさらに好ましく、0.007%であることがより好ましい。Pの下限は、0.002%であることがさらに好ましく、0.003%であることがより好ましい。
Sは、鋼中に存在する不純物として、その含有量が0.01%を超えると、Mnなどと結合して非金属介在物を形成しやすく、これは鋼の打抜性を低下させる原因となる。また、0.001%未満に製造するためには製鋼操業時に時間と費用が過多にかかり、生産性が低下する。したがって、上記S含有量は0.001~0.01%であるとよい。Sの上限は、0.008%であることがさらに好ましく、0.007%であることがより好ましい。Sの下限は、0.002%であることがさらに好ましく、0.003%であることがより好ましい。
Nは、固溶強化元素である。これを0.001%未満に製造するためには製鋼操業時に時間と費用が多くかかり、生産性が低下し、0.01%を超えると、生産時に打抜性に悪影響を及ぼす介在物を多量に生成するようになる。したがって、本発明では、N含有量は、0.001~0.01%であるとよい。Nの上限は、0.008%であることがさらに好ましく、0.007%であることがより好ましい。Nの下限は、0.002%であることがさらに好ましく、0.003%であることがより好ましい。
Bは、鋼の硬化能を増加させてマルテンサイト相及びベイナイト相の確保を容易にする元素であって、その効果が他の元素に比べて優れていることで知られている。しかし、その含有量が0.0001%未満であると、十分な硬化能の上昇効果を得ることが難しく、0.004%を超えると、硬化能の上昇効果が飽和して、追加的な添加による硬化能の上昇を期待し難い。したがって、上記B含有量は、0.0001~0.004%であるとよい。Bの上限は、0.0035%であることがさらに好ましく、0.003%であることがより好ましい。Bの下限は、0.0003%であることがさらに好ましく、0.0005%であることがより好ましい。
Tiは、TiCの生成による析出強化効果があり、Nとの親和性が強くて鋼中の粗大なTiNを形成し、BNの形成を抑制して鋼の硬化能を向上させる効果がある。但し、Ti含有量が0.001%未満であると、上記効果を十分に得ることができず、Ti含有量が0.1%を超えると、析出物の粗大化によって成形時に打ち抜き特性が低下するという問題点がある。したがって、本発明では、Ti含有量は、0.001~0.1%であるとよい。Tiの上限は、0.08%であることがさらに好ましく、0.07%であることがより好ましい。Tiの下限は、0.003%であることがさらに好ましく、0.005%であることがより好ましい。
Nbは、代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延による結晶粒微細化効果によって鋼の強度、硬度、及び打抜性の向上に寄与する。このとき、Nb含有量が0.001%未満であると、上記効果を十分に得ることができず、Nb含有量が0.1%を超えると、粗大な複合析出物の形成によって打抜性が低下する。したがって、本発明では、Nb含有量は、0.001~0.1%であるとよい。Nbの上限は、0.08%であることがさらに好ましく、0.07%であることがより好ましい。Nbの下限は、0.003%であることがさらに好ましく、0.005%であることがより好ましい。
[関係式(1)] CL<1
CL=-0.692-0.158×[Mn]+0.121×[Mn]2+0.061×[Cr]2-0.319×[Mo]+0.035×[Hardness_HRC]
(ここで、CLは有効クラック発生指数であり、[Mn]、[Cr]、[Mo]は、該当合金元素の重量%、[Hardness_HRC]はロックウェル硬度(HRC)である。)
以下、本発明の他の一側面による高強度熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
[関係式(1)] CL<1
CL=-0.692-0.158×[Mn]+0.121×[Mn]2+0.061×[Cr]2-0.319×[Mo]+0.035×[Hardness_HRC]
(ここで、CLは有効クラック発生指数であり、[Mn]、[Cr]、[Mo]は、該当合金元素の重量%、[Hardness_HRC]はロックウェル硬度(HRC)である。)
[関係式(2)] Tn-70≦FDT≦Tn
Tn=967-280×[C]+35.7×[Si]-28.1×[Mn]-11.4×[Cr]+11.4×[Mo]-62×[Ti]+46.2×[Nb]
(ここで、Tnは臨界圧延温度(℃)、FDTは圧延仕上げ温度(℃)であり、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]、[Nb]、[Ti]は、該当合金元素の重量%である。)
[関係式(3)] LCR≦CR≦HCR
LCR=2000/(-1076+2751×[C]+17×[Si]+301×[Mn]+330×[Cr]+355×[Mo]+42939×[B])
HCR=2500/(-70.3+198×[C]+32.0×[Si]+16.7×[Mn]+18.4×[Cr]+42.1×[Mo]+5918×[B])
(ここで、CRは冷却帯での冷却速度(℃/s)であり、LCRは最小臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は5であり、その最大値は45であり、HCRは最大臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は50であり、その最大値は200である。また、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]は、該当合金元素の重量%である。)
まず、上述した合金組成を有し、上記関係式(1)を満たす鋼スラブを1180~1350℃の温度で再加熱する。このとき、上記再加熱温度が1180℃未満であると、析出物が十分に再固溶されず、熱間圧延後の工程で析出物の形成が減少するようになり、粗大なTiNが残存するようになり、連鋳時に生成された偏析を拡散によって解消し難い。また、1350℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度低下及び組織不均一が発生する。したがって、上記再加熱温度は1180~1350℃に制限することが好ましい。
上記再加熱されたスラブを750~1000℃の範囲の温度で熱間圧延する。1000℃を超える高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒大きさが粗大になり、デスケーリングが十分に行われず、熱延鋼板の表面品質が劣化する。また、750℃未満の温度で圧延が終了すると、鋼の再結晶の挙動が位置別に相違し、材質が均一でなく、打ち抜き特性が悪くなる。
[関係式(2)] Tn-70≦FDT≦Tn
Tn=967-280×[C]+35.7×[Si]-28.1×[Mn]-11.4×[Cr]+11.4×[Mo]-62×[Ti]+46.2×[Nb]
(ここで、Tnは臨界圧延温度(℃)、FDTは圧延仕上げ温度(℃)であり、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]、[Nb]、[Ti]は、該当合金元素の重量%である。)
上記圧延された鋼板を0~400℃の範囲の温度までの平均冷却速度5~200℃/secで冷却し、0~400℃の範囲の温度で巻取り、このときの鋼板の冷却速度は、鋼種の成分によって下記関係式(3)を満たすように設定する。
[関係式(3)] LCR≦CR≦HCR
LCR=2000/(-1076+2751×[C]+17×[Si]+301×[Mn]+330×[Cr]+355×[Mo]+42939×[B])
HCR=2500/(-70.3+198×[C]+32.0×[Si]+16.7×[Mn]+18.4×[Cr]+42.1×[Mo]+5918×[B])
(ここで、CRは冷却帯での冷却速度(℃/s)であり、LCRは最小臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は5であり、その最大値は45であり、HCRは最大臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は50であり、その最大値は200であり、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]は、該当合金元素の重量%である。)
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
- FDT:圧延仕上げ温度(℃)
- Tn:臨界圧延温度(℃)
- CR:冷却帯での冷却速度(℃/s)
- LCR:最小臨界冷却速度(℃/s)
- HCR:最大臨界冷却速度(℃/s)
Claims (5)
- 重量%で、C:0.10~0.30%、Si:0.001~1.0%、Mn:0.5~2.5%、Cr:0.001~1.5%、Mo:0.001~0.5%、Al:0.001~0.5%、P:0.001~0.01%、S:0.001~0.01%、N:0.001~0.01%、B:0.0001~0.004%、Ti:0.001~0.1%、Nb:0.001~0.1%、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記関係式(1)を満たし、
微細組織が、主相はマルテンサイト相及びベイナイト相からなり、前記マルテンサイト相の分率は、50%以上90%未満であり、前記ベイナイト相の分率は5%以上50%以下であり、前記マルテンサイト相及び前記ベイナイト相の分率の合計が90%以上であり、残部はフェライト相からなり、
前記マルテンサイト相の平均パケットサイズ(packet size)が円相当直径で1~7μmであり、前記マルテンサイト相のパケット構造(packet structure)のアスペクト比(aspect ratio)が厚さ方向の中心部(t/4~t/2)において1~5であり、厚さ方向の表層部(表層~t/8)において1.1~6であり、前記厚さ方向の表層部(表層~t/8)のアスペクト比を前記厚さ方向の中心部(t/4~t/2)のアスペクト比で割った値が0.9~2である熱延鋼板。
[関係式(1)] CL<1
CL=-0.692-0.158×[Mn]+0.121×[Mn]2+0.061×[Cr]2-0.319×[Mo]+0.035×[Hardness_HRC]
(ここで、CLは有効クラック発生指数であり、[Mn]、[Cr]、[Mo]は、該当合金元素の重量%、[Hardness_HRC]はロックウェル硬度(HRC)である。) - 前記熱延鋼板は、引張強度が1100MPa以上であり、表面硬度が35HRC以上である、請求項1に記載の熱延鋼板。
- 巻取られたコイル状の熱延鋼板の幅方向を基準に9部位を選択し、長さ方向を基準に3部位を選択して引張強度及び表面硬度を測定したとき、各測定結果の最大値と最小値の差が引張強度基準140MPa、表面硬度基準4HRC以内である、請求項1または2に記載の熱延鋼板。
- 重量%で、C:0.10~0.30%、Si:0.001~1.0%、Mn:0.5~2.5%、Cr:0.001~1.5%、Mo:0.001~0.5%、Al:0.001~0.5%、P:0.001~0.01%、S:0.001~0.01%、N:0.001~0.01%、B:0.0001~0.004%、Ti:0.001~0.1%、Nb:0.001~0.1%、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記関係式(1)を満たす鋼スラブを1180~1350℃で再加熱する段階;
再加熱された前記鋼スラブを下記関係式(2)を満たすように熱間圧延する段階;
熱間圧延された鋼板を0~400℃の範囲の温度まで下記関係式(3)を満たすように冷却する段階;及び
冷却された鋼板を0~400℃の範囲の温度で巻取る段階;
を含む、請求項1に記載の熱延鋼板の製造方法。
[関係式(1)] CL<1
CL=-0.692-0.158×[Mn]+0.121×[Mn]2+0.061×[Cr]2-0.319×[Mo]+0.035×[Hardness_HRC]
(ここで、CLは有効クラック発生指数であり、[Mn]、[Cr]、[Mo]は、該当合金元素の重量%、[Hardness_HRC]はロックウェル硬度(HRC)である。)
[関係式(2)] Tn-70≦FDT≦Tn
Tn=967-280×[C]+35.7×[Si]-28.1×[Mn]-11.4×[Cr]+11.4×[Mo]-62×[Ti]+46.2×[Nb]
(ここで、Tnは臨界圧延温度(℃)、FDTは圧延仕上げ温度(℃)であり、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]、[Nb]、[Ti]は、該当合金元素の重量%である。)
[関係式(3)] LCR≦CR≦HCR
LCR=2000/(-1076+2751×[C]+17×[Si]+301×[Mn]+330×[Cr]+355×[Mo]+42939×[B])
HCR=2500/(-70.3+198×[C]+32.0×[Si]+16.7×[Mn]+18.4×[Cr]+42.1×[Mo]+5918×[B])
(ここで、CRは冷却帯での冷却速度(℃/s)であり、LCRは最小臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は5であり、その最大値は45であり、HCRは最大臨界冷却速度(℃/s)であり、その最小値は50であり、その最大値は200であり、[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[B]は、該当合金元素の重量%である。) - 前記巻取る段階後の前記熱延鋼板は、酸洗処理後に塗油される、請求項4に記載の熱延鋼板の製造方法。
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