JPWO2011148490A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
化学組成;C:0.05〜0.20%(本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「%」は「質量%」を意味する)、Si:0.02〜3.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.5%以下、S:0.05%以下、Cr:0.05〜1.0%、sol.Al:0.01〜1.0%、Ti、Nb、Mo、V及びWからなる群から選ばれた1種または2種以上:合計で0.002〜0.03%以下、必要に応じて、Ca、MgおよびREMの1種または2種以上:合計で0.0050%以下、残部Feおよび不純物からなること。
条件2;最終圧延パスを含む連続する3パスの通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から720℃までの冷却時間との合計が4.0秒間以内であること。
条件4;巻取りが、630℃以下の温度で行われること。
本発明に係る製造方法では、巻取りを行った後に、圧延率40〜80%の冷間圧延を行ってからAc1〜(Ac3+10℃)の温度域に10〜300秒間保持する焼鈍を行ってもよい。
機械特性;引張強度が750MP以上であること、引張強度と破断伸びの積が13000MPa・%以上であること、及び、引張歪み速度103/秒での動的引張強度と引張歪み速度0.01/秒での静的引張強度との差が80MPa以上であること。
[C:0.05〜0.20%]
Cは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下し、熱間圧延の仕上げ温度を低下するので、フェライト結晶粒の微細化を効果的に促進する。また、Cは、鋼板の強度を確保する。このため、C含有量は、0.05%以上であり、フェライト結晶粒の微細化をより促進するために0.08%以上であることが好ましい。しかし、C含有量が0.20%超であると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト体積率が低下するとともに、溶接性が劣化する。このため、C含有量は、0.20%以下であり、溶接部の加工性を向上するために0.17%以下であることが好ましい。
Siは鋼板の強度を向上する。このため、Si含有量は、0.02%以上であり、好ましくは0.1%以上であり、より好ましくは0.3%以上である。一方、Si含有量が3.0%を超えると、鋼板の延性が著しく劣化するとともに、熱間圧延時に被圧延材の表面酸化が発生する。このため、Si含有量は、3.0%以下であり、好ましくは2.0%以下であり、より好ましくは1.8%以下である。なお、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Si及びsol.Alの合計含有量が1.0%以上であることが好ましい。
Mnは、鋼板の強度を確保する。また、Mnは、オーステナイトからフェライトへの変態温度、及び、熱間圧延の仕上温度をいずれも低下するため、フェライト結晶粒の微細化を促進する。このため、Mn含有量は、0.5%以上であり、好ましくは1.0%以上であり、より好ましくは1.5%以上である。一方、Mn含有量が3.0%を超えると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト体積率が低下する。このため、Mn含有量は、3.0%以下であり、好ましくは2.5%以下である。
Pは、不可避的不純物として含有される。P含有量が0.5%を超えると、Pが結晶粒界に偏析し、鋼板の伸びフランジ性が劣化する。このため、P含有量は、0.5%以下であり、好ましくは0.2%以下であり、より好ましくは0.05%以下である。
Sは、不可避的不純物として含有される。S含有量が0.05%を超えると、硫化物系介在物が形成され、鋼板の加工性が低下する。S含有量が低いほど鋼板の加工性が向上する。このため、S含有量は、0.05%以下であり、好ましくは0.008%以下であり、より好ましくは0.003%以下である。
Crは、フェライトを強化するとともに、鋼板の焼入れ性を増加させ、フェライト中にマルテンサイトやベイナイトを生成する。また、Crは、粗大なパーライトの形成を抑制し、組織の微細分散化に寄与し、動的強度を向上する。このため、Cr含有量は、0.05%以上であり、より好ましくは0.1%以上である。一方、Cr含有量が1.0%を超えると、鋼板の表面性状および延性が劣化する。このため、Cr含有量は、1.0%以下であり、好ましくは0.8%以下である。
Alは、鋼板の延性を向上する。このため、sol.Al含有量は0.01%以上である。一方、sol.Al含有量が1.0%を超えると、高温でのオーステナイトが不安定となり、熱間圧延における仕上温度を過度に高める必要を生じるとともに、連続鋳造を安定して行うことができなくなる。このため、sol.Al含有量は、1.0%以下であり、好ましくは0.5%以下である。
[Ti、Nb、Mo、V及びWからなる群から選ばれた1種または2種以上:合計で0.002〜0.03%]
Ti、Nb、Mo、V及びWは、いずれも、炭窒化物を形成すること、または一部の元素については固溶状態として鋼中に存在することによって、結晶粒の粗大化抑制および微細化に有効である。このため、Ti、Nb、Mo、VおよびWの1種または2種以上を合計で0.002%以上含有する。一方、Ti、Nb、Mo、VおよびWの1種または2種以上の含有量が合計で0.03%を超えると、フェライト中に可動転位が容易に発生し、鋼板の動的変形特性が低下する。このため、Ti、Nb、Mo、V及びWからなる群から選ばれた1種または2種以上の含有量は、合計で0.03%以下である。
Ca、Mgおよび希土類元素(REM)は、鋳片の凝固時に析出する酸化物や窒化物を微細化して鋳片の健全性を保つため、任意元素として必要に応じて含有してもよい。これらの元素の1種または2種以上の含有量が合計で0.0050%を超えると、介在物が生成して鋼板の成形性が劣化するとともに、鋼板の製造コストが嵩む。そこで、これらの元素の1種または2種以上の含有量は、合計で0.0050%以下である。なお、これらの元素の1種または2種以上の含有量は、上述した効果を確実に得るために、合計で0.0005%以上であることが好ましい。
2.金属組織
自動車の耐衝突部材による衝突エネルギーの吸収は、一般的に、ハット型の閉断面又はこれに類する多角形の閉断面を有する耐衝突部材に、軸方向あるいは横方向からの外力を負荷して、複数の曲げ変形を部分的に発生することによって、行われることが多い。したがって、この耐衝突部材の素材である鋼板の板厚方向の表面近傍における機械特性は、耐衝突部材が優れた衝突エネルギー吸収性を発揮するために、重要である。
少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域におけるフェライトの平均結晶粒径が3.0μm以下であることが、鋼板(熱延鋼板のみならず冷間圧延及び焼鈍を施した冷延鋼板も含む)が充分な動的変形特性を具備するために、必要である。この平均結晶粒径は、好ましくは2.5μm以下であり、より好ましくは2.0μm以下であり、最も好ましく1.5μm以下である。
上記領域のフェライトの面積分率が30%未満であると、鋼板が十分な動的変形特性を有さない。一方、この面積分率が80%を超えると、鋼板の動的変形特性はさらに向上するものの、鋼板の静的引張強度が低下する。そこで、この面積分率は30〜80%である。この面積分率は、40%以上であることが好ましく、50%以上であることがより好ましい。また、この面積分率は、75%以下であることが好ましく、70%以下であることがより好ましい。
上記領域におけるフェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔は、3.0μm以下である。板厚方向平均間隔は、好ましくは2.5μm以下であり、さらに好ましくは2.0μm以下であり、最も好ましくは1.6μm以下である。
さらに、残部組織の圧延方向平均間隔は、鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域において3.0μm以下であることが好ましい。これにより、母相のフェライト組織の扁平度が低下し、より等軸なフェライト粒が微細に分散して存在する。したがって、より均一な歪みが、静的変形時のみならず動的変形時のフェライトに対して付与され、結果として、静的延びや動的強度がより向上する。圧延方向平均間隔はこの領域において2.5μm以下であることが好ましく、2.0μm以下であることがより好ましく、1.6μm以下であることが最も好ましい。
3.機械特性
[引張強度:750MPa以上]
引張強度は、750MPa以上である。引張強度は、JIS5号引張試験片を採取して引張試験を行うことによって測定される。
引張強度と破断伸びとの積が13000MPa・%以上である。これにより、優れたプレス成形性が得られる。耐衝突部材がより複雑な形状である場合、引張強度と破断伸びとの積が14000MPa・%以上であることが好ましい。耐衝突部材が他の構造部材と一体的に成型されるため等の理由によって、より高い成形性を要求される場合、引張強度と破断伸びとの積が16000MPa・%以上であることが好ましく、17000MPa・%以上であることがより好ましい。
図1は、高速引張試験片の形状を示す説明図である。この強度差は、図1に示す形状を有する微小試験片を採取し、検力ブロック式高速引張試験機を用いて、引張歪み速度103/秒での動的引張強度と、引張歪み速度0.01/秒での静的引張強度との差ΔTSとして規定される。優れた動的変形特性とは、この強度差ΔTSが80MPa以上であること、好ましくは100MPa以上であること、最も好ましくは120MPa以上であることを意味する。
4.製造方法
[熱間圧延工程]
上述した化学組成を有する鋼片を複数パスで熱間圧延する。そして、熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスの圧延温度は、Ar3点以上である。
熱間圧延を終了した鋼板は冷却される。この冷却により、オーステナイトに導入された変形帯(加工歪み)を解放することなく、この変形帯をフェライトの核生成サイトとしてオーステナイトからフェライトへ変態させる。鋼板は、微細なフェライトと残部組織とが均一に分散した金属組織を有する。
熱間圧延工程及び冷却工程を経た鋼板は、巻取工程によって630℃以下で巻取られる。これにより、鋼板のフェライト以外の残部組織が制御される。
残部組織をマルテンサイトとする場合には、600℃以下の温度域を40℃/秒以上の冷却速度で冷却し、室温から200℃以下の温度域で巻取ることが好ましい。巻取り温度が200℃超であると、マルテンサイトの焼戻しにより、所望の鋼板強度が得られない場合があり、強度および延性のバランスが低下する。鋼板の錆の発生が、残存する冷却水によって懸念される場合には、巻取り温度を100℃〜150℃とすることがより好ましい。
前記巻取工程を経た鋼板に、その後さらに冷間圧延および焼鈍を行ってもよい。このとき冷間圧延を施す前に、鋼板の表層スケールを酸洗処理により除去してもよい。
40%未満の低い圧延率であると、充分な歪みがフェライトに付与されず、焼鈍後の鋼板の静的伸びが低下する。このとき圧延率は50%以上であることが好ましい。一方、80%を超える高い圧延率では、多大な負荷が圧延機に与えられ、また鋼板の生産性が低下する。
冷間圧延工程により歪エネルギーを蓄えた組織を有する鋼板を、焼鈍すること、すなわち加熱後一定の温度で保持してから冷却することによって、高い動的引張強度を有する高強度鋼板が得られる。
このようにして、引張強度が750MPa以上であり、引張強度と破断伸びとの積が13000MPa・%以上であるとともに、動的引張強度と静的引張強度との差が80MPa以上である機械特性を有する鋼板が製造される。
[金属組織]
圧延長手方向断面を鏡面研磨した後、表層から100〜200μmの領域に関して、ナイタル腐食した金属組織を、走査電子顕微鏡により1000〜2000倍で撮影したデジタル画像に基づいて、測定した。
残部組織の平均板厚方向間隔は、板厚方向に長さ80μmの線を描き、板厚方向に相対する第2相の間隔を測定することを任意の位置で5回繰り返し、それらの平均値として、算出した。
成形性は、JIS5号引張試験片を採取して引張試験を行い、引張強度と破断伸びの積が13000MPa・%以上の良好な強度および成形性バランスを得られるものを合格とした。
試番13は、本発明の組成を満足する化学組成Aを有するスラブを用いるものの圧延条件が本発明の製造条件を満足しないため、微細なフェライトの析出が十分でなく、静的伸びが低く、また静動差も低い。
試番26は、本発明の組成を満足しない組成Gのスラブを用いるため、冷間圧延後もフェライト分率が高く、静的強度が低い。
[0011]
本発明は、下記化学組成及び下記金属組織を有することを特徴とする鋼板である。
化学組成;C:0.05〜0.20%(本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「%」は「質量%」を意味する)、Si:0.02〜3.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.5%以下、S:0.05%以下、Cr:0.05〜1.0%、sol.Al:0.01〜1.0%、Ti、Nb、Mo、V及びWからなる群から選ばれた1種または2種以上:合計で0.002〜0.03%以下、必要に応じて、Ca、MgおよびREMの1種または2種以上:合計で0.0050%以下、残部Feおよび不純物からなること。
[0012]
金属組織;少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域においてフェライトの平均結晶粒径が3.0μm以下であること、前記領域は30〜80%の面積率のフェライトと残部組織とからなること、及び、前記領域において前記残部組織の板厚方向平均間隔が3.0μm以下であること。
[0013]
別の観点からは、本発明は、上述した化学組成を有する鋼片を複数パスで熱間圧延した後に冷却し、巻取ることによって、引張強度が750MP以上であり、引張強度と破断伸びの積が13000MPa・%以上であるとともに、引張歪み速度103/秒での動的引張強度と引張歪み速度0.01/秒での静的引張強度との差が80MPa以上である機械特性を有する鋼板を製造する方法であって、熱間圧延、冷却及び巻取りを、下記条件1〜条件4を満足する条件で行うことを特徴とする鋼板の製造方法である。
[0014]
条件1;熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスの圧延温度がAr3点以上であること。
条件2;最終圧延パスを含む連続する3パスの通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から720℃までの冷却時間との合計が4.0秒間以内であること。
[0015]
条件3;冷却が、仕上げ圧延の終了時から0.5秒間以内に開始されるこ
域における様々な要素が鋼板の機械特性に及ぼす影響を鋭意検討した結果、以下に説明する要素が重要であることを知見した。そこで、これらの要素を説明する。
[0032]
[少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域におけるフェライトの平均結晶粒径:3.0μm以下]
少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域におけるフェライトの平均結晶粒径が3.0μm以下であることが、鋼板(熱延鋼板のみならず冷間圧延及び焼鈍を施した冷延鋼板も含む)が充分な動的変形特性を具備するために、必要である。この平均結晶粒径は、好ましくは2.5μm以下であり、より好ましくは2.0μm以下であり、最も好ましく1.5μm以下である。
[0033]
フェライトの平均結晶粒径は小さいほど好ましい。しかし、鋼板の既設の量産工程によってフェライトの平均結晶粒径を0.3μm未満とすることは、困難である。従って、フェライトとの平均結晶粒径は0.3μm以上であることが好ましく、より生産性を考慮すると0.5μm以上であることがさらに好ましい。
[0034]
[少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域の組織の面積分率:フェライト30〜80%及び残部組織]
上記領域のフェライトの面積分率が30%未満であると、鋼板が十分な動的変形特性を有さない。一方、この面積分率が80%を超えると、鋼板の動的変形特性はさらに向上するものの、鋼板の静的引張強度が低下する。そこで、この面積分率は30〜80%である。この面積分率は、40%以上であることが好ましく、50%以上であることがより好ましい。また、この面積分率は、75%以下であることが好ましく、70%以下であることがより好ましい。
[0035]
[少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域において残部組織の板厚方向平均間隔:3.0μm以下]
上記領域におけるフェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔は、3.
[0078]
試番1〜15の熱間圧延鋼板の金属組織及び機械特性を、以下に説明する手順で測定した。
[金属組織]
圧延長手方向断面を鏡面研磨した後、表層から100〜200μmの領域に関して、ナイタル腐食した金属組織を、走査電子顕微鏡により1000〜2000倍で撮影したデジタル画像に基づいて、測定した。
[0079]
フェライト平均結晶粒径は、切断法によってフェライト結晶粒径の平均値として求めた。
残部組織の板厚方向平均間隔は、板厚方向に長さ80μmの線を描き、板厚方向に相対する第2相の間隔を測定することを任意の位置で5回繰り返し、それらの平均値として、算出した。
[0080]
フェライト分率は、SEM像においてマルテンサイトやベイナイトといった相がフェライトと比較して暗色で示されることを利用し、画像処理により二値化して、フェライトの面積比率を算出することにより求めた。
[0081]
[機械特性]
成形性は、JIS5号引張試験片を採取して引張試験を行い、引張強度と破断伸びの積が13000MPa・%以上の良好な強度および成形性バランスを得られるものを合格とした。
[0082]
また、動的変形特性(静動差)は、図1に示す微小TPを採取し、検力ブロック式高速引っ張り試験機を用いて、引張歪み速度103/秒での引張強度と引張歪み速度0.01/秒での引張強度との強度差ΔTSが、780〜980MPa級の従来鋼における強度差ΔTSが概ね60MPa程度であることを考慮して、80MPa以上の高い静動差を具備する鋼を合格とした。
[0083]
表3に測定結果をまとめて示す。
[0084]
間圧延鋼板は、本発明の範囲における条件で製造した熱間圧延鋼板に、本発明の範囲内の条件で冷間圧延ならびに焼鈍を施すことによって製造された。試番18、19、24、25、27、28、30の冷間圧延鋼板は、750MPaの高強度、TS×EL≧13000(MPa・%)の優れた成形性、および80MPa以上の高い動的変形特性(静動差)を兼ね備えることがわかる。
[0094]
これに対し、試番20は、本発明の化学組成を満足しない組成Fのスラブを用いるため、比較的高い静的TSおよび静的ELを示すものの、表3における試番6と同様に、析出強化元素であるTiを多量に含有することから、静動差は従来材並みに低い。
[0095]
試番21は、母材としてフェライト粒径が3.0μm超の粗粒熱延鋼板(熱延板番号13)を用いるため、冷間圧延及び焼鈍後のフェライトも粗粒となり、静動差は従来材並みに低い。
[0096]
試番22は、母材として本発明を満足する試番15について低い焼鈍温度で焼鈍したために冷間圧延による加工組織が残存し、フェライト平均結晶粒径及び残部組織の板厚方向平均間隔を測定できなかった。また、試番22は、伸びが著しく低く、また静動差も低い。
[0097]
試番23は、母材として本発明を満足する試番1について高い焼鈍温度で焼鈍したために、フェライトも粗大となるため、動的引張強度が低い。
試番26は、本発明の組成を満足しない組成Gのスラブを用いるため、冷間圧延後もフェライト分率が高く、静的強度が低い。
[0098]
試番29は、母材として本発明を満足する試番1について300秒間を超える長い焼鈍時間(保持時間)で焼鈍したため、フェライトが粗大化した。また、残部組織の板厚方向平均間隔が広い。このため、静動差が低い。
[0099]
さらに、試番31は、母材として本発明を満足する試番3を25%と低い圧延率で冷間圧延したため、回復組織と見られる粗大なフェライトが観察され、また、残部組織の板厚方向平均間隔が広い。このため、成形性および静動差がいずれも低い。
Claims (4)
- 下記化学組成及び下記金属組織を有することを特徴とする鋼板:
化学組成;質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:0.02〜3.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.5%以下、S:0.05%以下、Cr:0.05〜1.0%、sol.Al:0.01〜1.0%、Ti、Nb、Mo、V及びWからなる群から選ばれた1種または2種以上:合計で0.002〜0.03%以下、残部Feおよび不純物からなること、及び
金属組織;少なくとも鋼板表面から板厚方向に100〜200μmの領域においてフェライトの平均結晶粒径が3.0μm以下であること、前記領域は30〜80%の面積率のフェライトと残部組織とからなること、及び、前記領域において前記残部組織の平均板厚方向間隔が3.0μm以下であること。 - さらに、Ca、MgおよびREMの1種または2種以上を合計で0.0050%以下含有する請求項1に記載された鋼板。
- 請求項1または請求項2に記載された化学組成を有する鋼片に複数パスで熱間圧延を行った後に冷却を行い、巻取りを行うことによって鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延、前記冷却及び巻取りを、下記条件1〜条件4を満足する条件で行うことを特徴とする鋼板の製造方法:
条件1;前記熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パス出側の圧延温度がAr3点以上であること、
条件2;前記最終圧延パスを含む連続する3パスの通板時間と、前記仕上げ圧延終了時の温度から720℃までの冷却時間との合計が4.0秒間以内であること、
条件3;前記冷却が、前記仕上げ圧延の終了時から0.5秒間以内に開始されること、及び
条件4;前記巻取りが、630℃以下の温度で行われること。 - 前記巻取りが終了した後、圧延率40〜80%の冷間圧延を行ってからAc1〜(Ac3+10℃)の温度域に10〜300秒間保持する焼鈍を行うことを特徴とする請求項3に記載された鋼板の製造方法。
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