JPWO2016113780A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明の高強度鋼板の成分組成は、質量%で、C:0.070〜0.100%、Si:0.30〜0.70%、Mn:2.20〜2.80%、P:0.025%以下、S:0.0020%以下、Al:0.020〜0.060%、N:0.0050%以下、Nb:0.010〜0.060%、Ti:0.010〜0.030%、B:0.0005〜0.0030%、Ca:0.0015%以下を必須成分として含有する成分組成である。
Cは、所望の強度を確保し、組織を複合化して強度と延性を向上させるために必須の元素である。この効果を得るためには、C含有量を0.070%以上にすることが必要である。一方、C含有量が0.100%を超えると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。したがって、C含有量は0.070〜0.100%の範囲内とする。
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼を強化するため有効な元素である。また、Siは、表層におけるフェライト相の面積率、粒径が5μm超のベイナイト相および/または粒径が5μm超のマルテンサイト相の面積率を制御するために重要な元素である。上記効果を得るために、Si含有量を0.30%以上にすることが必要である。しかし、Si含有量が0.70%を超えると著しく強度が上昇し、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Si含有量は0.30〜0.70%とする。好ましくは、0.50〜0.70%である。より好ましくは、0.55〜0.70%である。
Mnは、Cと同様に所望の強度を確保するために必須の元素である。また、Mnはオーステナイト相を安定化させ、連続焼鈍の冷却中にフェライト生成を抑制するために重要な元素である。上記効果を得るために、Mn含有量を2.20%以上にする必要がある。しかし、Mn含有量が2.80%を超えると、第2相組織の面積率が過大となり、曲げ加工性が低下する。従って、Mn含有量は2.80%以下とする。好ましくは、2.40〜2.80%である。より好ましくは、2.50〜2.80%である。
Pは、鋼の強化に有効な元素であり、鋼板の強度レベルに応じて添加してもよい。このような効果を得るにはP含有量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、P含有量が0.025%を超えると溶接性が劣化する。従って、P含有量は0.025%以下とする。また、より優れた溶接性が要求される場合には、P含有量を0.020%以下にすることが好ましい。
Sは、MnSなどの非金属介在物となる。曲げ試験において非金属介在物と金属組織との界面が割れやすくなる。したがって、Sの含有は曲げ加工性を低下させる。このため、S含有量は極力低いほうがよく、本発明ではS含有量を0.0020%以下とする。また、より優れた曲げ加工性が要求される場合にはS含有量は0.0015%以下が好ましい。
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素である。本発明ではAl含有量を0.020%以上にする必要がある。一方、Al含有量が0.060%を超えると表面性状が劣化する。そこで、Al含有量は0.020〜0.060%の範囲内とする。
NがBとB窒化物を形成すると、連続焼鈍の冷却中に焼入れ性を高めるB含有量が低下して、表層のフェライト相の面積率が増加し過ぎ、曲げ加工性が劣化する。よって、本発明において、N含有量はできるだけ少ないほうが好ましい。従って、N含有量は0.0050%以下、好ましくは0.0040%以下とする。
Nbは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および組織微細化に有効な元素である。このような効果を得るために、Nb含有量を0.010%以上にする。一方、Nb含有量が0.060%を超えると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Nb含有量は0.010〜0.060%の範囲内とする。好ましくは、0.020〜0.050%である。
Tiは、Nbと同様に鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および組織微細化に有効な元素である。また、Tiは、焼入れ性低減の原因となるB窒化物の形成を抑制する。このような効果を得るために、Ti含有量を0.010%以上とする。一方、Ti含有量が0.030%を超えると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ti含有量は0.010〜0.030%の範囲内とする。好ましくは、0.012〜0.022%である。
Bは、鋼の焼入れ性を高めて、連続焼鈍の冷却中にフェライト生成を抑制するために重要な元素である。また、Bは、表層のフェライト相の面積率を制御するために効果的な元素である。このような効果を得るために、B含有量を0.0005%以上とする。一方、B含有量が0.0030%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延、冷間圧延における圧延荷重の増大も招く。従って、B含有量は0.0005〜0.0030%の範囲内とする。好ましくは、0.0005〜0.0025%である。
Caは、圧延方向に伸展した酸化物となる。曲げ試験において酸化物と金属組織との界面が割れやすい。したがって、Caの含有は曲げ加工性を低下させる。このため、Ca含有量は極力低いほうがよく、本発明ではCa含有量を0.0015%以下とする。また、より優れた曲げ加工性が要求される場合にはCa含有量は0.0007%以下が好ましい。さらに好ましくは、0.0003%以下である。
Sbは、本発明において重要な元素である。すなわち、連続焼鈍の焼鈍過程において、Sbは鋼の表層に濃化することで鋼の表層に存在するB含有量の低減を抑制する。このため、Sbによって、表層のフェライト相の面積率を所望の範囲に制御できる。さらに、表層における、粒径が5μm超のベイナイト相および/または粒径が5μm超のマルテンサイト相の面積率を制御できる。このような効果を得るために、Sb含有量を0.005%以上とする。一方、Sb含有量が0.015%を超えるとその効果が飽和するだけでなく、Sbの粒界偏析により靭性が低下する。従って、Sbは0.005〜0.015%の範囲内とする。好ましくは、0.008〜0.012%である。
延性を確保するためには、フェライト相を面積率30%以上含有することが必要である。好ましくは、35%以上である。
強度を確保するため、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相の面積率を40%以上とする。一方、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相の面積率が65%を超えると過度に強度上昇し、所望の曲げ加工性を得られなくなる。このため、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相の面積率は65%以下とする。ベイナイト相および/またはマルテンサイト相の面積率の好ましい範囲は45〜60%である。また、本発明でいうベイナイト相とは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトの両者を含むものとする。なお、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相は走査型電子顕微鏡(SEM)で容易に区別可能である。また、マルテンサイト相とベイナイト相の両者を含む場合には合計の面積率が40〜65%とし、合計の面積率が45〜60%であることが好ましい。
良好な曲げ加工性を確保するためには、セメンタイトの面積率を5%以下とする必要がある。セメンタイトの面積率が5%を超えると、曲げ加工性が劣化する。また、本発明でいうセメンタイトとは、何れの金属組織にも含まれずに単独で存在する(結晶粒界に存在する)セメンタイトである。
本発明では、表面から厚み方向に50μmまでの領域である表層に、面積率でフェライト相を40〜55%含有する。
高強度鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、酸洗工程と、連続焼鈍工程とを有する。また、本発明の製造方法は、酸洗工程と連続焼鈍工程との間に冷間圧延工程を有することが好ましい。以下、冷間圧延工程を有する場合について、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は鋼板等の表面温度とする。また、平均加熱速度および平均冷却速度は表面温度をもとに計算して得られた値とする。平均加熱速度は((加熱到達温度−加熱開始温度)/加熱時間)で表される。酸洗後の鋼板の温度である加熱開始温度は室温である。平均冷却速度は((冷却開始温度−冷却停止温度)/冷却時間)で表される。
熱間圧延工程とは、成分組成を有する鋼素材を、Ar3点以上の温度で仕上圧延し、600℃以下の温度で巻取る工程である。上記鋼素材は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等を用いる溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で鋳造することで製造できる。
仕上圧延の終了温度がAr3点未満となると、鋼板表層でのフェライト相の粗大化等により、板厚方向の組織が不均一となる。この不均一が生じると、連続焼鈍後の組織において表層のフェライト相の面積率を55%以下に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はAr3点以上とする。上限は特に限定されないが、過度に高い温度で圧延するとスケール疵などの原因となるため、1000℃以下とすることが好ましい。なお、Ar3点は次式(1)から計算で得られた値を採用する。
Ar3=910−310×[C]−80×[Mn]+0.35×(t−8)・・・(1)
ここで[M]は元素Mの含有量(質量%)を、tは板厚(mm)を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、Cu、Cr、Ni、Moが含有される場合には、−20×[Cu]、−15×[Cr]、−55×[Ni]、−80×[Mo]といった補正項を式(1)の右辺に加えてもよい。
巻取温度が600℃を超えると、熱間圧延後の鋼板において、金属組織がフェライトとパーライトになるため、連続焼鈍後の鋼板もしくは冷間圧延した後の連続焼鈍後の鋼板において、セメンタイトの面積率が5%超の組織となる。セメンタイトの面積率が5%超になると、曲げ加工性が劣化する。したがって、巻取温度は600℃以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は200℃以上とすることが好ましい。
酸洗工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を酸洗する工程である。酸洗工程は、表面に生成した黒皮スケールを除去するために行われる。なお、酸洗条件は特に限定しない。
冷間圧延工程とは、酸洗された熱延鋼板を冷間圧延する工程である。本発明において、酸洗工程後連続焼鈍工程前に冷間圧延工程を行うことが好ましい。冷間圧延の圧下率が40%未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、連続焼鈍後の組織において未再結晶フェライト相が残存し、曲げ加工性が低下する場合がある。よって、冷間圧延の圧下率は40%以上が好ましい。また、冷間圧延の圧下率が高くなりすぎると圧延ロールの負荷が増大し、チャタリングや板破断等の圧延トラブルを引き起こすようになるため、70%以下であることが好ましい。
連続焼鈍工程では、冷延鋼板を2℃/s以上の平均加熱速度で570℃以上の温度域まで加熱し、冷延鋼板が760〜(Ac3−5)℃の温度域にある保持時間を60秒以上とし、0.1〜8℃/sの平均冷却速度で620〜740℃(Sbを含有しない場合については650〜720℃)の温度域まで冷却し、冷延鋼板が該温度域にある保持時間を10〜50秒(Sbを含有しない場合については10〜40秒)とし、5〜50℃/sの平均冷却速度で400℃以下の温度域まで冷却し、冷延鋼板が該400℃以下の温度域にある保持時間を200〜800秒とする。なお、「Sbを含有しない場合」とは、Sb含有量が0.0003%未満であることを意味する。
加熱到達温度が570℃未満の場合、フェライトの再結晶温度域での加熱速度が小さくなるため、再結晶が進行し連続焼鈍後の鋼板表層の組織が粗大化し、曲げ加工性が劣化する場合がある。平均加熱速度が2℃/s未満の場合、通常よりも長い炉が必要で消費エネルギーが多大となりコスト増加と生産効率の悪化を引き起こす。なお、平均加熱速度の上限は、表層のフェライト相面積率の制御の観点から10℃/s以下が好ましい。
上記「570℃以上の温度まで加熱」の後に行われるこの保持は、「570℃以上の温度まで加熱」の加熱到達温度が760℃未満の場合には、この加熱後さらに760℃以上まで加熱する必要がある。また、「570℃以上の温度まで加熱」の加熱到達温度が760℃以上であっても、所望の温度までさらに加熱して上記保持を行ってもよい。この更なる加熱の条件は特に限定されない。重要なのは冷延鋼板が760〜(Ac3−5)℃の温度域に滞留する時間(保持時間)であり、保持時間は定温で保持される時間に限られない。
Ac3=910−203×([C])1/2−15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]−30×[Mn]−11×[Cr]−20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]・・・(2)
ここで[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
本冷却は、上記保持温度(760〜(Ac3−5)℃の範囲の温度)から620〜740℃(Sbを含有しない場合については650〜720℃)の温度域まで、0.1〜8℃/sの平均冷却速度で行う冷却である。
先ず、Sb:0.005〜0.015%を含有する場合、上記冷却停止温度の温度域での保持は、本発明の製造方法において重要な要件の一つである。保持時間が10秒未満の場合には、鋼板の幅方向にわたり表層のフェライト変態が均一に進行せず、連続焼鈍後の鋼板の表層のフェライト相の面積率が40%以上存在する組織が得られず、曲げ加工性が劣化する。保持時間が50秒を超える場合は、表層のフェライト相の面積率が過度となるため、フェライト相とベイナイト相やマルテンサイト相の硬度差が大きくなり、曲げ加工性が低下する。好ましい上記保持時間は15〜40秒である。なお、保持時間とは、冷却停止温度の温度域に冷延鋼板が滞留する時間(保持時間)を意味し、定温で保持される時間に限らない。また、Sbを含有しない鋼については、上記保持時間を10〜40秒とする必要がある。好ましくは、10〜35秒である。
本冷却は、「冷却停止温度の温度域で10〜50秒保持」の後、400℃以下の温度域の冷却停止温度まで、5〜50℃/sの平均冷却速度で行う冷却である。
保持時間が200秒未満の場合には、第2相にベイナイト相が存在する場合、ベイナイト変態が進行せず、連続焼鈍後の鋼板のベイナイト相および/またはマルテンサイト相の面積率が40%以上とならず、強度確保が困難となる。また、第2相にベイナイト相が存在しない場合においては、本発明においては第2相にマルテンサイト相を含む必要があり、この場合に保持時間が200℃未満ではマルテンサイト相の焼戻しが不十分となり、マルテンサイト相の加工性に乏しいために曲げ加工性が劣化する。保持温度が400℃を超える場合は、セメンタイトの面積率が5%を超え、曲げ加工性が低下する。保持時間が800秒を超える場合は、マルテンサイト相の焼戻しが過度に進行するため強度が低下する。好ましい条件は、350℃以下の温度域で300〜650秒保持である。なお、保持時間とは、上記の温度域に冷延鋼板が滞留する時間(保持時間)を意味し、定温で保持される時間に限らない。
フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの金属組織は、鋼板圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、2000倍の倍率で10視野にわたり走査型電子顕微鏡(SEM)で板厚1/4位置を観察し、その画像をMedia Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用した画像解析処理により解析し、各相の面積率を求めることができる。フェライト相およびセメンタイトの面積率は、SEMで撮影した組織写真を用いて目視判定により特定し、画像解析によりフェライト相およびセメンタイトの各々の面積率を求め、これを画像解析した面積で除して各々の面積率とした。本発明の金属組織はフェライト相、残留オーステナイト、セメンタイト以外の残部はベイナイト相および/またはマルテンサイト相であるため、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相の面積率は、フェライト相、残留オーステナイト、セメンタイト以外の面積率とした。本発明でいうベイナイトとは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトを含むものとした。残留オーステナイト相は、鋼板を表面から板厚方向に研削した後、表面から板厚1/4位置が露出するように化学研磨によりさらに0.1mm研磨した面を、X線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の(200)面、(220)面、(311)面とbcc鉄の(200)面、(211)面、(220)面の積分強度を測定し、各々の測定値から残留オーステナイトの量を求めて、残留オーステナイト相の面積率とした。フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの金属組織は、測定視野毎に各々の相の面積率を求めて、これらの値を平均(10視野)して各々の相の面積率とする。
上記のフェライト相の面積率は、鋼板圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、2000倍の倍率で、腐食後の研磨面における、表面から厚み方向に50μmの領域を10視野にわたり走査型電子顕微鏡(SEM)で観察し、その画像をMedia Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を使用した画像解析処理により解析し、フェライト相の面積率を求めることができる。すなわち、画像解析により、フェライト相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎にフェライト相の面積率を求めることができる。これらの値を平均(10視野)して表層のフェライト相の面積率とした。
得られた鋼板の圧延方向に対して直角方向からJIS5号引張試験片を採取し、引張試験(JIS Z2241(2011))を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度、破断伸び(延性)を求めた。本発明では曲げ加工性とともに強度と延性のバランスに優れており、強度(TS)と延性(El)の積で13500MPa・%以上が得られ、その場合に延性が良好と判断している。好ましくは14000MPa・%以上である。
曲げ加工性の評価は、JIS Z 2248に規定のVブロック法に基づき実施した。ここで、曲げ試験は、圧延方向が曲げ稜線となる方向で実施した。評価用サンプルは、鋼板の幅方向の板幅(w)で1/8w、1/4w、1/2w、3/4w、7/8wの5箇所で採取した。曲げ試験では曲げ部の外側についてき裂の有無を目視で確認し、き裂が発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径とした。本発明では5箇所の限界曲げ半径を平均して鋼板の限界曲げ半径とした。表2、表3では、限界曲げ半径/板厚(R/t)を記載した。本発明ではR/tが2.0以下を良好と判断している。なお、鋼板の幅方向における曲げ加工性のバラツキが大きいと、幅方向の所定の位置で限界曲げ半径が大きくなり、限界曲げ半径/板厚(R/t)も大きくなるため、鋼板の幅方向における曲げ加工性のバラツキを限界曲げ半径/板厚(R/t)で評価できる。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.070〜0.100%、Si:0.30〜0.70%、Mn:2.20〜2.80%、P:0.025%以下、S:0.0020%以下、Al:0.020〜0.060%、N:0.0050%以下、Nb:0.010〜0.060%、Ti:0.010〜0.030%、B:0.0005〜0.0030%、Ca:0.0015%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
面積率で、フェライト相を30%以上、ベイナイト相および/またはマルテンサイト相を40〜65%、セメンタイトを5%以下含有する組織を有し、
表面から厚み方向に50μmまでの領域である表層において、面積率で、フェライト相を40〜55%、粒径が5μm超のベイナイト相および/または粒径が5μm超のマルテンサイト相を合計で20%以下とし、
引張強度が980MPa以上である高強度鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、さらに、Sb:0.005〜0.015%を含有する成分組成であることを特徴とする請求項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
- 前記成分組成は、質量%で、さらに、Cr:0.30%以下、V:0.10%以下、Mo:0.20%以下、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下の中から選ばれる1種以上の元素を含有する成分組成である請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成は、質量%で、さらに、REM:0.0010〜0.0050%を含有する成分組成である請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 引張強度が980MPa以上の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項1、3、4のいずれかに記載され、Sbを含有しない成分組成を有する鋼素材を、Ar3点以上の温度で仕上圧延し、600℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後に、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
前記酸洗工程で酸洗された鋼板を、2℃/s以上の平均加熱速度で570℃以上の温度域まで加熱し、鋼板が760〜(Ac3−5)℃の温度域にある保持時間を60秒以上とし、0.1〜8℃/sの平均冷却速度で650〜720℃の温度域まで冷却し、鋼板が該温度域にある保持時間を10〜40秒とし、5〜50℃/sの平均冷却速度で400℃以下の温度域まで冷却し、鋼板が該400℃以下の温度域にある保持時間を200〜800秒とする連続焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 引張強度が980MPa以上の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項2〜4のいずれかに記載され、Sb:0.005〜0.015%を含有する成分組成を有する鋼素材を、Ar3点以上の温度で仕上圧延し、600℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後に、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
前記酸洗工程で酸洗された鋼板を、2℃/s以上の平均加熱速度で570℃以上の温度域まで加熱し、鋼板が760〜(Ac3−5)℃の温度域にある保持時間を60秒以上とし、0.1〜8℃/sの平均冷却速度で620〜740℃の温度域まで冷却し、鋼板が該温度域にある保持時間を10〜50秒とし、5〜50℃/sの平均冷却速度で400℃以下の温度域まで冷却し、鋼板が該400℃以下の温度域にある保持時間を200〜800秒とする連続焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 前記酸洗工程後、前記連続焼鈍工程前に、酸洗された熱延鋼板を、冷間圧延する冷間圧延工程を有する請求項5または6に記載の高強度鋼板の製造方法。
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