JP2011144425A - 高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】常温時効性に問題なく、高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.2〜3.0%、P:0.05%以下、Al:0.001〜0.1%、N:0.005〜0.02%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、低温変態フェライト相(AF相)とポリゴナルフェライト相(PF相)とを含み、両相の合計の組織全体に占める面積率が90%以上、AF相の面積率が10〜50%、両相の平均結晶粒径が8μm以下、AF相のHv(max)/Hv(min)が2.2以下であるミクロ組織とを有する高張力熱延鋼板；ただし、Hv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の3箇所、各箇所5視野、合計15視野をSEM観察して求めたAF相の最大硬度と最小硬度を表す。
【選択図】なし
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.2〜3.0%、P:0.05%以下、Al:0.001〜0.1%、N:0.005〜0.02%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、低温変態フェライト相(AF相)とポリゴナルフェライト相(PF相)とを含み、両相の合計の組織全体に占める面積率が90%以上、AF相の面積率が10〜50%、両相の平均結晶粒径が8μm以下、AF相のHv(max)/Hv(min)が2.2以下であるミクロ組織とを有する高張力熱延鋼板；ただし、Hv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の3箇所、各箇所5視野、合計15視野をSEM観察して求めたAF相の最大硬度と最小硬度を表す。
【選択図】なし
Description
本発明は、高張力熱延鋼板、特に、加工後の塗装焼付により引張強度の顕著な増加が図れる高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車の構造部材や足回り部材などの用途に、Nを多量に添加し、塗装焼付時の歪時効を利用して部材の高強度化を図る焼付硬化型高張力熱延鋼板が提案されている。この高張力熱延鋼板では、加工後の塗装焼付によりこれまでのBH性の指標である降伏強度YSの増加のみならず引張強度TSの顕著な増加も図れる高い焼付硬化性が発現されることに特徴がある。
こうした焼付硬化型高張力熱延鋼板の例として、特許文献1には、質量%で、C:0.02〜0.13%、Si:2.0%以下、Mn:0.6〜2.5%、sol.Al:0.10%以下、N:0.0080〜0.0250%を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなる鋼、またはさらにCa:0.0002〜0.01%、Zr:0.01〜0.10%、希土類元素:0.002〜0.10%およびCr:3.0%以下のうちの1種以上を含む鋼に、鋳造後直接あるいは1100℃以上に再加熱した後、850〜950℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、次いで、15℃/秒以上の冷却速度で350℃以下まで冷却した後巻取る焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献2には、質量%で、C:0.01〜0.12%、Si:2.0%以下、Mn:0.01〜3.0%、P:0.2%以下、Al:0.001〜0.1%、N:0.003〜0.02%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物よりなる組成と、平均結晶粒径が8μm以下のフェライトを主相とする組織を有し、さらに質量%で0.003〜0.01%の固溶N量を有し、フェライト結晶粒界面から±5nmの範囲内に存在する平均固溶N濃度Ngbとフェライト結晶粒内に存在する平均固溶N濃度Ngとの比、Ngb/Ngが100〜10000の範囲である焼付硬化性、耐疲労性、耐衝撃性および耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板が開示されている。さらに、特許文献3には、質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.2〜3.0%、P:0.05%以下、Al:0.001〜0.1%およびN:0.005〜0.02%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、低温変態フェライト相が面積率で10〜50%で、かつ残部が実質的にポリゴナルフェライト相の鋼組織を有し、しかも上記の低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の2相の平均結晶粒径が8μm以下である焼付硬化性および延性に優れた高張力熱延鋼板が提案されている。
梅本ら：熱処理24(1984)p334
しかしながら、特許文献1に記載の方法で製造された熱延鋼板では、耐常温時効性に劣り、時間の経過とともに延性が劣化するといった問題がある。特許文献2に記載の高張力熱延鋼板では、耐常温時効性には優れているが、十分に高い焼付硬化性が得られず、加工後の塗装焼付により90MPa未満のTSの増加しか図れない。特許文献3に記載の高張力熱延鋼板では、耐常温時効性に優れ、焼付硬化性も高いが、伸びフランジ性に問題のある場合がある。
本発明は、常温時効性に問題なく、90MPa以上のTSの増加が図れる高い焼付硬化性とともに、伸びフランジ性の指標である穴拡げ率λが85%以上という優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、特許文献3に記載の高張力熱延鋼板を基に、その伸びフランジ性の向上を図るべく鋭意検討したところ、鋼板内の局所的な低温変態フェライト相の硬度のバラツキを小さくすることが極めて効果的であり、それには熱間圧延後の冷却条件を適切に制御する必要のあることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.2〜3.0%、P:0.05%以下、Al:0.001〜0.1%、N:0.005〜0.02%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相とを含み、前記低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の組織全体に占める面積率が90%以上で、前記低温変態フェライト相の組織全体に占める面積率が10〜50%で、前記低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径が8μm以下で、かつ前記低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)の比Hv(max)/Hv(min)が2.2以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板を提供する。
ただし、低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/4、1/2、3/4にあたる3箇所の位置より試験片を採取し、各試験片の板厚断面部を走査型電子顕微鏡(SEM)により1000倍の倍率で5視野、合計で15視野観察し、各視野ごとに10個の低温変態フェライト相のビッカース硬度を測定して各視野ごとに最大硬度と最小硬度を求め、観察視野数で算術平均した最大硬度と最小硬度を表す。
本発明の高張力熱延鋼板では、さらに、質量%で、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:1.0%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する組成とすることが好ましい。さらにまた、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する組成とすることが好ましい。
本発明の高張力熱延鋼板は、上記の組成を有する鋼を、1000〜1300℃に加熱し、800〜1000℃の仕上温度で熱間圧延後、0.5秒以内に50℃/秒以上の平均冷却速度で620〜720℃の冷却停止温度まで1次冷却し、2〜10秒空冷後、80℃/秒以上の平均冷却速度で2次冷却し、400〜500℃の巻取温度で巻取る方法により製造できる。
本発明により、常温時効性に問題なく、90MPa以上のTSの増加を図れる高い焼付硬化性と85%以上のλが得られる優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高張力熱延鋼板は、自動車の構造部材や足回り部材などに好適である。
以下に、本発明である高張力熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分の含有量の単位である「%」は特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
1) 組成
C:0.05〜0.12%
Cは、鋼の強度を増加させるだけでなく、結晶粒の粗大化を抑制するためにも有用な元素である。しかし、その量が0.05%に満たないとその効果は乏しい。一方、C量が0.12％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｃ量は0.05〜0.12%とする。
C:0.05〜0.12%
Cは、鋼の強度を増加させるだけでなく、結晶粒の粗大化を抑制するためにも有用な元素である。しかし、その量が0.05%に満たないとその効果は乏しい。一方、C量が0.12％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｃ量は0.05〜0.12%とする。
Si:0.5%以下
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、必要な強度に応じて適宜その量は調整される。しかし、その量が0.5%を超えると延性が劣化するだけでなく、低温変態フェライト相の生成が阻害される。したがって、Si量は0.5%以下とする。
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、必要な強度に応じて適宜その量は調整される。しかし、その量が0.5%を超えると延性が劣化するだけでなく、低温変態フェライト相の生成が阻害される。したがって、Si量は0.5%以下とする。
Mn:1.2〜3.0%
Mnは、固溶強化元素であり、高張力鋼板を得るための基本的元素である。また、低温変態フェライト相の生成にも有効に寄与する。しかし、その量が1.2%に満たないとその効果は乏しい。一方、Mn量が3.0%を超えると延性が劣化するだけでなく、溶接性にも悪影響を与える。したがって、Mn量は1.2〜3.0%とする。
Mnは、固溶強化元素であり、高張力鋼板を得るための基本的元素である。また、低温変態フェライト相の生成にも有効に寄与する。しかし、その量が1.2%に満たないとその効果は乏しい。一方、Mn量が3.0%を超えると延性が劣化するだけでなく、溶接性にも悪影響を与える。したがって、Mn量は1.2〜3.0%とする。
P:0.05%以下
Pは、鋼の強度を増加させる元素であり、必要な強度に応じて適宜その量は調整される。しかし、その量が0.05%を超えると溶接性が劣化したり、粒界に偏析して粒界割れが生じたり、さらには低温変態フェライト相の生成が阻害される。したがって、P量は0.05%以下とする。
Pは、鋼の強度を増加させる元素であり、必要な強度に応じて適宜その量は調整される。しかし、その量が0.05%を超えると溶接性が劣化したり、粒界に偏析して粒界割れが生じたり、さらには低温変態フェライト相の生成が阻害される。したがって、P量は0.05%以下とする。
Al:0.001〜0.1%
Alは、脱酸剤として有用な元素であり、十分な脱酸効果を得るために少なくとも0.001%の含有が必要である。一方、Al量が0.1%を超えると表面性状が劣化するだけでなく、焼付硬化性に必要な固溶N量の確保が難しくなる。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。より好ましくは、Al量は0.001%以上0.04%以下である。
Alは、脱酸剤として有用な元素であり、十分な脱酸効果を得るために少なくとも0.001%の含有が必要である。一方、Al量が0.1%を超えると表面性状が劣化するだけでなく、焼付硬化性に必要な固溶N量の確保が難しくなる。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。より好ましくは、Al量は0.001%以上0.04%以下である。
N:0.005〜0.02%
Nは、本発明において特に重要な元素であり、鋼中に固溶して加工後の塗装焼付によってYSのみならずTSを増加させる高い焼付硬化性を発現させる効果を有する。こうした効果を得るためには、N量は0.005%以上にする必要があるが、0.02%を超えると延性が劣化する。したがって、N量は0.005〜0.02%、好ましくは0.007〜0.02%とする。
Nは、本発明において特に重要な元素であり、鋼中に固溶して加工後の塗装焼付によってYSのみならずTSを増加させる高い焼付硬化性を発現させる効果を有する。こうした効果を得るためには、N量は0.005%以上にする必要があるが、0.02%を超えると延性が劣化する。したがって、N量は0.005〜0.02%、好ましくは0.007〜0.02%とする。
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:1.0%以下のうちから選ばれた少なくとも1種や、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を、個別にあるいは同時に含有させることが好ましい。
Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:1.0%以下
Cr、MoおよびNiは、いずれも固溶強化により鋼の強度上昇に有効に寄与するだけでなく、オーステナイト相を安定化して低温変態フェライト相の生成を促進する効果がある。しかし、Cr、Mo、Niの量がそれぞれ1.0%を超えると延性が劣化するので、それぞれの量は1.0%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなCr、Mo、Niの効果を得るためには、それぞれの量は0.1%以上とすることがより好ましい。
Cr、MoおよびNiは、いずれも固溶強化により鋼の強度上昇に有効に寄与するだけでなく、オーステナイト相を安定化して低温変態フェライト相の生成を促進する効果がある。しかし、Cr、Mo、Niの量がそれぞれ1.0%を超えると延性が劣化するので、それぞれの量は1.0%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなCr、Mo、Niの効果を得るためには、それぞれの量は0.1%以上とすることがより好ましい。
Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下
TiおよびNbは、それぞれ炭化物や窒化物を形成することによって、強度や靱性の向上に有効に寄与する。しかし、Ti、Nbの量がそれぞれ0.1%を超えると固溶Nを窒化物として析出させてしまい、焼付硬化性を低下させるので、それぞれの量は0.1%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなTi、Nbの効果を得るためには、それぞれの量は0.01%以上とすることがより好ましい。
TiおよびNbは、それぞれ炭化物や窒化物を形成することによって、強度や靱性の向上に有効に寄与する。しかし、Ti、Nbの量がそれぞれ0.1%を超えると固溶Nを窒化物として析出させてしまい、焼付硬化性を低下させるので、それぞれの量は0.1%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなTi、Nbの効果を得るためには、それぞれの量は0.01%以上とすることがより好ましい。
2) ミクロ組織
2-1) 低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の組織全体に占める面積率:90%以上で、かつ低温変態フェライト相の組織全体に占める面積率:10〜50%
本発明の高張力熱延鋼板は、実質的に低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相からなるミクロ組織を有しており、低温変態フェライト相により高強度化が達成されるとともに、90MPa以上のTSの増加を可能にする高い焼付硬化性が得られ、ポリゴナルフェライト相により高延性化が図られている。
2-1) 低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の組織全体に占める面積率:90%以上で、かつ低温変態フェライト相の組織全体に占める面積率:10〜50%
本発明の高張力熱延鋼板は、実質的に低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相からなるミクロ組織を有しており、低温変態フェライト相により高強度化が達成されるとともに、90MPa以上のTSの増加を可能にする高い焼付硬化性が得られ、ポリゴナルフェライト相により高延性化が図られている。
ここで、低温変態フェライト相とは、オーステナイト相を概ね500℃以下の低温で変態させたフェライト相であり、ベイニティックフェライト相あるいは上部ベイナイト相のことを意味する。こうした低温変態フェライト相内では転位密度が高いために、高強度化が達成されるとともに、加工後の塗装焼付時に加工によりさらに増大した転位密度に主として固溶Nが固着し、YSのみならずTSをも増加させる高い焼付硬化性が得られると考えられる。しかし、低温変態フェライト相の組織全体に占める面積率が10%未満ではこうした効果が十分には発揮されず、50%を超えるとポリゴナルフェライト相が低減して延性が劣化するので、低温変態フェライト相の組織全体に占める面積率は10〜50%とする必要がある。
また、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相以外に、マルテンサイト相やパーライト相などの他の相が組織全体に占める面積率で10%を超えて含まれると延性が劣化するので、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の組織全体に占める面積率は90%以上とする必要がある。
なお、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の面積率は、熱延鋼板の圧延方向と直角な方向の板厚断面の組織をナイタールによる腐食により現出し、SEMにより1000倍の倍率で観察して求めた。
2-2) 低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径:8μm以下
低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径が8μmを超えると90MPa以上のTSの増加を可能にする高い焼付硬化性が得られなくなるとともに、耐常温時効性が劣化するので、両相の平均結晶粒径は8μm以下にする必要がある。結晶粒を微細化すると結晶粒界が増加するため、加工時により高い転位密度が達成されて高い焼付硬化性が得られるとともに、粒界にトラップされる固溶Nが増加して常温時効が抑制されると考えられる。
低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径が8μmを超えると90MPa以上のTSの増加を可能にする高い焼付硬化性が得られなくなるとともに、耐常温時効性が劣化するので、両相の平均結晶粒径は8μm以下にする必要がある。結晶粒を微細化すると結晶粒界が増加するため、加工時により高い転位密度が達成されて高い焼付硬化性が得られるとともに、粒界にトラップされる固溶Nが増加して常温時効が抑制されると考えられる。
なお、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径は、下記により求めた。すなわち、熱延鋼板の圧延方向と直角な方向の板厚断面の組織をナイタールによる腐食により現出し、SEMにより1000倍の倍率で撮影した組織写真を用い、ASTMに規定の求積法に求めた値と、非特許文献1に記載された切断法により求めた公称粒径のうち大きい方を平均結晶粒径とした。
2-3) 低温変態フェライト相のHv(max)/Hv(min):2.2以下
鋼板を自動車の構造部材や足周り部材に問題なく伸びフランジ加工するには、応力集中発生の起源となる鋼板内の局所的な硬度変動を極力小さくすることが効果的である。特に、85%以上のλが得られるほどに伸びフランジ性の向上を図るには、下記のように定義した低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)の比Hv(max)/Hv(min)を2.2以下、好ましくは1.9以下にする必要がある。
鋼板を自動車の構造部材や足周り部材に問題なく伸びフランジ加工するには、応力集中発生の起源となる鋼板内の局所的な硬度変動を極力小さくすることが効果的である。特に、85%以上のλが得られるほどに伸びフランジ性の向上を図るには、下記のように定義した低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)の比Hv(max)/Hv(min)を2.2以下、好ましくは1.9以下にする必要がある。
ここで、低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/4、1/2、3/4にあたる3箇所の位置より試験片を採取し、各試験片の板厚断面部をSEMにより1000倍の倍率で5視野、合計で15視野観察し、各視野ごとに10個の低温変態フェライト相のビッカース硬度を測定して各視野ごとに最大硬度と最小硬度を求め、観察視野数で算術平均した最大硬度と最小硬度を表す。
3) 製造条件
3-1) 熱間圧延前の加熱温度:1000〜1300℃
高い焼付硬化性を得るには、巻取り後の熱延鋼板に十分な固溶N量を確保する必要があるが、それには熱間圧延前の加熱時に窒化物を溶解させておく必要がある。しかし、加熱温度が1000℃に満たないと窒化物の溶解が完全ではなく、熱延鋼板に十分な固溶Ｎ量を確保できない。一方、加熱温度が1300℃を超えるとオーステナイト相が粗大化し、熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にすることが困難になる。したがって、熱間圧延前の加熱温度は1000〜1300℃、好ましくは1100〜1250℃とする。
3-1) 熱間圧延前の加熱温度:1000〜1300℃
高い焼付硬化性を得るには、巻取り後の熱延鋼板に十分な固溶N量を確保する必要があるが、それには熱間圧延前の加熱時に窒化物を溶解させておく必要がある。しかし、加熱温度が1000℃に満たないと窒化物の溶解が完全ではなく、熱延鋼板に十分な固溶Ｎ量を確保できない。一方、加熱温度が1300℃を超えるとオーステナイト相が粗大化し、熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にすることが困難になる。したがって、熱間圧延前の加熱温度は1000〜1300℃、好ましくは1100〜1250℃とする。
3-2) 熱間圧延の仕上温度:800〜1000℃
仕上温度が800℃を下回ると一部に加工組織が残留してミクロ組織が不均一になり、伸びフランジ性が劣化する。一方、仕上温度が1000℃を超えると熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にすることが困難になる。したがって、熱間圧延の仕上温度は800〜1000℃とする。
仕上温度が800℃を下回ると一部に加工組織が残留してミクロ組織が不均一になり、伸びフランジ性が劣化する。一方、仕上温度が1000℃を超えると熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にすることが困難になる。したがって、熱間圧延の仕上温度は800〜1000℃とする。
3-3) 1次冷却条件:熱間圧延後0.5秒以内に50℃/秒以上の平均冷却速度で620〜720℃の冷却停止温度まで冷却
熱間圧延後0.5秒以内に急冷を開始しないと、また、急冷時の平均冷却速度が50℃/秒未満だと、熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にすることが困難になるとともに、Nが窒化物として析出し、十分な固溶N量を確保することができなくなる。また、高延性化を図る目的でポリゴナルフェライト相の生成を図る必要があるが、それにはポリゴナルフェライト相への変態が促進される620〜720℃の温度で冷却を停止し、次に述べる条件で空冷する必要がある。したがって、熱間圧延後0.5秒以内に50℃/秒以上の平均冷却速度で620〜720℃の冷却停止温度まで1次冷却する必要がある。
熱間圧延後0.5秒以内に急冷を開始しないと、また、急冷時の平均冷却速度が50℃/秒未満だと、熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にすることが困難になるとともに、Nが窒化物として析出し、十分な固溶N量を確保することができなくなる。また、高延性化を図る目的でポリゴナルフェライト相の生成を図る必要があるが、それにはポリゴナルフェライト相への変態が促進される620〜720℃の温度で冷却を停止し、次に述べる条件で空冷する必要がある。したがって、熱間圧延後0.5秒以内に50℃/秒以上の平均冷却速度で620〜720℃の冷却停止温度まで1次冷却する必要がある。
なお、該平均冷却速度の上限は、特に規定する必要はないが、冷却に水を用いた場合に充分な水切れ性を確保するためには130℃/秒以下とすることが好ましい。
3-4) 1次冷却後の空冷時間:2〜10秒
1次冷却後の空冷時間が2秒未満だとポリゴナルフェライト相の量が不足して延性が劣化し、10秒を超えるとフェライト相が粗大化するだけでなく、ポリゴナルフェライト相の量が多くなりすぎて、その後に十分な量の低温変態フェライト相を確保することが難しくなる。したがって、1次冷却後の空冷時間は2〜10秒とする。
1次冷却後の空冷時間が2秒未満だとポリゴナルフェライト相の量が不足して延性が劣化し、10秒を超えるとフェライト相が粗大化するだけでなく、ポリゴナルフェライト相の量が多くなりすぎて、その後に十分な量の低温変態フェライト相を確保することが難しくなる。したがって、1次冷却後の空冷時間は2〜10秒とする。
3-5) 2次冷却条件:80℃/秒以上の平均冷却速度で冷却
空冷後の2次冷却における平均冷却速度が80℃/秒未満だと膜沸騰冷却になりやすく、局所的に冷却速度が大きく変動するため、低温変態フェライト相のHv(max)/Hv(min)が2.2を超えて伸びフランジ性の劣化を招く。したがって、2次冷却における平均冷却速度は核沸騰冷却となる80℃/秒以上とする。
空冷後の2次冷却における平均冷却速度が80℃/秒未満だと膜沸騰冷却になりやすく、局所的に冷却速度が大きく変動するため、低温変態フェライト相のHv(max)/Hv(min)が2.2を超えて伸びフランジ性の劣化を招く。したがって、2次冷却における平均冷却速度は核沸騰冷却となる80℃/秒以上とする。
なお、該平均冷却速度の上限は、特に規定する必要はないが、1次冷却と同様に充分な水切れ性を確保するためには130℃/秒以下が好ましい。
3-6) 巻取温度:400〜500℃
巻取温度が500℃より高い場合は、面積率で10%以上の低温変態フェライト相を得るのが難しくなるだけでなく、フェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にできなくなる。一方、400℃より低い場合は、下部ベイナイト相やマルテンサイト相が多量に生成し、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の面積率を90%以上にできなくなる。したがって、巻取温度は400〜500℃とする。
巻取温度が500℃より高い場合は、面積率で10%以上の低温変態フェライト相を得るのが難しくなるだけでなく、フェライト相の平均結晶粒径を8μm以下にできなくなる。一方、400℃より低い場合は、下部ベイナイト相やマルテンサイト相が多量に生成し、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の面積率を90%以上にできなくなる。したがって、巻取温度は400〜500℃とする。
本発明の組成を有する鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。また、こうして溶製された鋼は、造塊−分塊圧延または連続鋳造によりスラブとされる。スラブは、通常、加熱された後、粗圧延と仕上圧延により熱間圧延される。なお、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、熱間圧延では、仕上温度を確保するため、熱間圧延中にシートバーヒータなどの加熱手段により被圧延材の加熱を行うこともできる。
表1に示す組成を有する鋼No.A〜Iを転炉で溶製後、連続鋳造によりスラブとなし、表2に示す熱延条件により板厚2.0mmの熱延鋼板No.1〜20を製造した。
そして、熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置よりミクロ組織観察用試料を採取し、上記の方法により、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の組織全体に占める面積率、平均結晶粒径を求めた。また、熱延鋼板の同位置から圧延方向に直角な方向からJIS 5号試験片を採取し、歪速度10-3/秒で引張試験を行い、YS、TSおよび全伸びElを求めた。さらに、伸びフランジ性を評価するためにλを、焼付硬化性を評価するためにΔYS、ΔTSを、および常温時効性を評価するためにΔElを次の方法により求めた。
λ：熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置から採取した130mm角の試験片を用い、日本鉄鋼連盟規格IFST1001に基づき、試験片中央に10mmφの穴を打ち抜いた後、60°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径dmmを測定し、次式より算出した。
λ(%)=[(d-10)/10]×100
ΔYS、ΔTS：熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置から圧延方向に直角な方向からJIS 5号試験片を採取し、5%の予歪付与後170℃×20分間の塗装焼付をシミュレートした熱処理を施し、歪速度10-3/秒で引張試験を行い、次式より算出した。このとき、予歪付与後熱処理前の応力や予歪付与前のTSも、同じ歪速度で引張試験を行って求めたものである。
ΔYS=熱処理後のYS-予歪付与後熱処理前の応力
ΔTS=熱処理後のTS-予歪付与前のTS
ΔEl：熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置から圧延方向に直角な方向からJIS 5号試験片を採取し、50℃×400時間の時効処理を施し、歪速度10-3/秒で引張試験を行い、次式より算出した。このとき、時効処理前のElも、同じ歪速度で引張試験を行って求めたものである。なお、ここで、ΔElが2.0%以下であれば常温時効性に問題がないといえる。
ΔEl=時効処理前のEl-時効処理後のEl
また、前記の方法で、低温変態フェライト相のHv(max)/Hv(minを求めた。ここで、Hv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/4、1/2、3/4にあたる3箇所の位置より試験片を採取し、各試験片の板厚断面部をSEMにより1000倍の倍率で5視野、合計で15視野観察し、各視野ごとに10個の低温変態フェライト相のビッカース硬度を測定して各視野ごとに最大硬度と最小硬度を求め、観察視野数で算術平均した最大硬度[Hv(max)]と最小硬度[Hv(min)]である。このとき、ビッカース硬度はマイクロビッカース硬度計によりJIS Z2244:2009に準じて求めた。また、そのときの試験荷重(試験力)は10g(0.098N)とした。
λ：熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置から採取した130mm角の試験片を用い、日本鉄鋼連盟規格IFST1001に基づき、試験片中央に10mmφの穴を打ち抜いた後、60°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径dmmを測定し、次式より算出した。
λ(%)=[(d-10)/10]×100
ΔYS、ΔTS：熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置から圧延方向に直角な方向からJIS 5号試験片を採取し、5%の予歪付与後170℃×20分間の塗装焼付をシミュレートした熱処理を施し、歪速度10-3/秒で引張試験を行い、次式より算出した。このとき、予歪付与後熱処理前の応力や予歪付与前のTSも、同じ歪速度で引張試験を行って求めたものである。
ΔYS=熱処理後のYS-予歪付与後熱処理前の応力
ΔTS=熱処理後のTS-予歪付与前のTS
ΔEl：熱延鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/2にあたる位置から圧延方向に直角な方向からJIS 5号試験片を採取し、50℃×400時間の時効処理を施し、歪速度10-3/秒で引張試験を行い、次式より算出した。このとき、時効処理前のElも、同じ歪速度で引張試験を行って求めたものである。なお、ここで、ΔElが2.0%以下であれば常温時効性に問題がないといえる。
ΔEl=時効処理前のEl-時効処理後のEl
また、前記の方法で、低温変態フェライト相のHv(max)/Hv(minを求めた。ここで、Hv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/4、1/2、3/4にあたる3箇所の位置より試験片を採取し、各試験片の板厚断面部をSEMにより1000倍の倍率で5視野、合計で15視野観察し、各視野ごとに10個の低温変態フェライト相のビッカース硬度を測定して各視野ごとに最大硬度と最小硬度を求め、観察視野数で算術平均した最大硬度[Hv(max)]と最小硬度[Hv(min)]である。このとき、ビッカース硬度はマイクロビッカース硬度計によりJIS Z2244:2009に準じて求めた。また、そのときの試験荷重(試験力)は10g(0.098N)とした。
結果を表3に示す。本発明である鋼板No.1、4、7、9、12、15、17、19は、85%以上のλと90MPa以上のΔTSを有しており、高い焼付硬化性および優れた伸びフランジ性を有した高張力熱延鋼板であることがわかる。また、本発明である高張力熱延鋼板は、TS×Elが17000MPa・%以上で強度−延性バランスに優れており、ΔElが2.0%以下で常温時効性にも問題がない。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.5%以下、Mn:1.2〜3.0%、P:0.05%以下、Al:0.001〜0.1%、N:0.005〜0.02%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相とを含み、前記低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の組織全体に占める面積率が90%以上で、前記低温変態フェライト相の組織全体に占める面積率が10〜50%で、前記低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の平均結晶粒径が8μm以下で、かつ前記低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)の比Hv(max)/Hv(min)が2.2以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板；ただし、低温変態フェライト相のHv(max)とHv(min)とは、鋼板の長手方向中央部で、幅方向の1/4、1/2、3/4にあたる3箇所の位置より試験片を採取し、各試験片の板厚断面部を走査型電子顕微鏡(SEM)により1000倍の倍率で5視野、合計で15視野観察し、各視野ごとに10個の低温変態フェライト相のビッカース硬度を測定して各視野ごとに最大硬度と最小硬度を求め、観察視野数で算術平均した最大硬度と最小硬度を表す。
- さらに、質量%で、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:1.0%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する組成を有することを特徴とする請求項1に記載の高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板。
- さらに、質量%で、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する組成を有することを特徴とする請求項1または2に記載の高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の組成を有する鋼を、1000〜1300℃に加熱し、800〜1000℃の仕上温度で熱間圧延後、0.5秒以内に50℃/秒以上の平均冷却速度で620〜720℃の冷却停止温度まで1次冷却し、2〜10秒空冷後、80℃/秒以上の平均冷却速度で2次冷却し、400〜500℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板の製造方法。
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