曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
【課題】1.8GPa級のTSを有し、安定して優れた曲げ加工性が得られる高強度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:0.42〜0.55%、Si:0.5%以下、Mn:0.4%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下、V:1.8〜2.3%を含み、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、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が0.03〜0.04であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、(t+d)/2<10nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【解決手段】質量%で、C:0.42〜0.55%、Si:0.5%以下、Mn:0.4%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下、V:1.8〜2.3%を含み、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、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が0.03〜0.04であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、(t+d)/2<10nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や建設機械などの構造部材に適した板厚が6mm以下の高強度熱延鋼板、特に、1.8GPa級の引張強度TSを有し、曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化では、高強度鋼板の使用量の増加とともに、さらなる高強度の鋼板の適用が検討されている。なかでも、TSが980MPa以上の鋼板では、高強度のメリットを生かすために、TSが980MPa未満の鋼板に適用されている張り出し加工、伸びフランジ加工、深絞り加工などによる凹凸部の多い部材ではなく、曲げ加工を主体とした平坦部の多い部材に加工される場合が多い。
【０００３】
しかし、これまでTSが980MPa以上の高強度鋼板として開発されているフェライト相とマルテンサイト相からなるDP(Dual Phase)鋼板やマルテンサイト単相の鋼板では、曲げ加工により、前者では硬質なマルテンサイト相と軟質なフェライト相の界面を起点に、また、後者では粗大な旧オーステナイト粒界に析出したフィルム状のセメンタイトを起点に、亀裂が発生しやすく、曲げ加工性に劣るという問題がある。
【０００４】
高強度鋼板の曲げ加工性に関する技術として、例えば、特許文献1や2には、軟質なフェライト単相のマトリックス中に大きさが0.5〜50μm程度のTiCやVCなどの硬質な炭化物を分散析出させた曲げ加工性に優れた耐磨耗鋼板が提案されている。また、特許文献3には、C、Ti、Nb、V、Mo量を制御してフェライト相の体積率を70%以上とし、フェライト粒内に10nm程度以下のサイズの微細な炭化物を多量に析出させた曲げ加工性に優れた熱延鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開2007-197813号公報
【特許文献２】特開2007-277590号公報
【特許文献３】特開2006-161111号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献1〜3に記載の鋼板では、1.0t未満(tは鋼板の板厚)の曲げ半径では割れが発生しやすく、安定して優れた曲げ加工性が得られず、また、1.8GPa級のTSが得られない。
【０００７】
本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、1.8GPa級のTS、すなわち1760MPa以上、1960MPa未満のTSを有し、安定して優れた曲げ加工性が得られる高強度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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記の目的とする高強度熱延鋼板について検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
【０００９】
i) フェライト相を主体したマトリックスとし、マトリックスには、TiNやAlNのような粗大な析出物の生成を抑制し、微細な析出物を分散析出させることにより、高強度と優れた曲げ加工性を安定して付与できる。
【００１０】
ii) それには、析出物として微細化しやすいVCを用い、その大きさを10nm未満にし、かつマトリックス全体に占めるVCの合計の体積比を0.03〜0.04とすることが効果的である。ここで、VCの大きさとは、VCを円盤と仮定して平均厚みtと平均直径dより計算されるVCの(t+d)/2のことである。
【００１１】
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量%で、C:0.42〜0.55%、Si:0.5%以下、Mn:0.4%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下、Ti:0.015%以下、V:1.8〜2.3%を含み、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、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が0.03〜0.04であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、(t+d)/2<10nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。
【００１２】
本発明の高強度熱延鋼板には、さらに、質量%で、Ti:0.015%以下や、Cr:1%以下、B:0.0030%以下、Mo:0.5%以下、およびW:1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素が、個別にあるいは同時に含有されることが好ましい。
【００１３】
また、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面にめっき層を有する鋼板とすることもできる。
【００１４】
本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼を、900℃以上の仕上温度で熱間圧延後、20℃/s以上の平均冷却速度で700℃以下まで冷却し、500〜680℃の巻取温度で巻取る方法によって製造できる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、1.8GPa級のTSを有し、限界曲げ半径(割れの生じない最小の曲げ半径と鋼板の板厚との比)が1.0未満で、安定して優れた曲げ加工性の得られる高強度熱延鋼板が製造可能になった。本発明の高強度熱延鋼板は、自動車などの構造部材に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１７】
1) 成分組成
C:0.42〜0.55%
CはVCとして鋼中に析出し、鋼を高強度化する最も重要な元素である。C量が0.42%を下回ると1.8GPa級のTSが得られない。一方、C量が0.55%を超えると粗大なセメンタイトやパーライトが生成して曲げ加工性が著しく劣化する。そのため、C量は0.42〜0.55%とする。
【００１８】
Si:0.5%以下
Siはオーステナイト相からフェライト相への変態時にオーステナイト相からCの吐き出しを促進するため、フェライト相中での微細なVCの形成を抑制して高強度化や曲げ加工性の向上を阻害する。そのため、Si量の上限は0.5%とする。好ましくは0.1%以下である。
【００１９】
Mn:0.4%以下
Mn量が0.4%を超えると偏析によるバンド状組織の形成を助長するため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Mn量は0.4%以下、好ましくは0.3%以下とする。
【００２０】
P:0.03%以下
Pは粒界に偏析して、加工性を著しく劣化させる。そのため、P量の上限は0.03%とする。
【００２１】
S:0.01%以下
SはMnSを形成し、曲げ加工時にボイドの発生を促進し、曲げ加工性を劣化させる。そのため、S量の上限は0.01%とする。さらに好ましくは0.005%以下である。
【００２２】
Al:0.07%以下
Al量が0.07%を超えると粗大なAlNが形成され、曲げ加工性が劣化する。そのため、Al量の上限は0.07%とする。なお、Alは鋼の脱酸作用を有する元素なので、その量を0.015%以上とすることが好ましい。
【００２３】
N:0.01%以下
Nは粗大な窒化物を形成し、曲げ加工時にその周辺から亀裂の発生を促進し、曲げ加工性を劣化させる。そのため、N量の上限は0.01%、好ましくは0.007%、より好ましくは0.005%とする。
【００２４】
V:1.8〜2.3%
Vは微細なVCを形成して、鋼を高強度化する最も重要な元素である。V量が1.8%を下回ると十分な量のVCが析出しないため、1.8GPa級のTSが得られなくなるとともに、セメンタイトやパーライトが生成するようになり曲げ加工性が劣化する。一方、V量が2.3%を超えると目的とする強度水準が得られなくなる。そのため、V量は1.8〜2.3%とする。
【００２５】
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、さらに、Ti:0.015％以下や、Cr:1%以下、B:0.0030%以下、Mo:0.5%以下およびW:1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素が含有されることが好ましい。
【００２６】
Ti:0.015%以下
微量のTiは、VCの微細析出を促進し、高強度を得やすくするため添加することが好ましい。この場合、0.001%以上の添加が好ましい。一方、Ti量が0.015%を超えると1μm程度を超える粗大なTiNが形成され、曲げ加工時にTiNとマトリックスの界面から亀裂の発生が促進されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Ti量の上限は0.015%とする。より好ましくは0.01％以下である。
【００２７】
Cr:1%以下
Crは厚さ5μmを超えるようなスケール生成を抑制する効果がある。しかし、Cr量が1%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Cr量は1%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなCrの効果を得るためには、Cr量は0.1%以上とすることが好ましい。
【００２８】
B:0.0030%以下
Bはフェライト粒界に偏析することでフェライト粒界を強化し、曲げ加工性をさらに向上させる。しかし、B量が0.0030%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、B量は0.0030%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなBの効果を得るためには、B量は0.0005%以上とすることが好ましい。
【００２９】
Mo:0.5%以下
Moはパーライトの生成を抑制する効果を有する。しかし、Mo量が0.5%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Mo量は0.5%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなMoの効果を得るためには、Mo量は0.03%以上とすることが好ましい。
【００３０】
W:1%以下
Wも、Moと同様、パーライトの生成を抑制する効果を有する。しかし、W量が1%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、W量は1%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなWの効果を得るためには、W量は0.05%以上とすることが好ましい。
【００３１】
本発明の高強度熱延鋼板では、スクラップ原料から不可避的不純物としてCu、Ni、Sb、Asなどの元素が混入される場合があるが、これらの元素の合計が0.2%以下であれば本発明の効果が損なわれることはない。
【００３２】
2) ミクロ組織
良好な曲げ加工性を確保するには、ベイナイト相、マルテンサイト相、センメンタイト、パーライトなどの粗大な硬質相の生成が極力回避されたフェライト相主体のマトリックスからなるミクロ組織にする必要がある。フェライト相主体とは、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上のことであり、98%以上であることがより好ましい。これは、フェライト相以外のベイナイト相、マルテンサイト相、センメンタイト、パーライトなどが面積率で5%以下、好ましくは2％以下であれば存在しても本発明の効果を阻害することがないためである。なお、大きさ(伸びたものは、長手方向の長さ)が0.5μmを超える粗大なセンメンタイトは、曲げ加工性を著しく劣化させるので厳に回避する必要がある。
【００３３】
ここで、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率は、圧延方向と平行な板厚断面を研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡(倍率：5000倍)にて観察し、画像解析装置により板厚1/4〜3/4の部位の1mm2の領域に占めるフェライト相の面積率を求めた。
【００３４】
しかし、フェライト相主体のマトリックスからなるミクロ組織にしただけでは、1.8GPa級のTSが得られない。そこで、本発明では、曲げ加工性に大きな影響を与えることのない微細なVCをマトリックス中に析出させて高強度化を図っている。すなわち、大きさが10nm未満のVCのマトリックス全体に占める合計の体積比を0.03〜0.04とすることにより、優れた曲げ加工性と1.8GPa級のTSが確保される。VCの大きさが10nm以上となったり、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比が0.03未満では1.8GPa級のTSが得られない。また、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比が0.04を超えるとTSが1.8GPaを大きく上回る。
【００３５】
なお、鋼がTiを含有する場合、VC中にTiが固溶し、VCが(V、Ti)Cとなる場合があるが、本願発明のような微量のTi添加では、炭化物中のVとTiの原子濃度比(at%)はV/Ti>0.5であり、上記のVCの大きさや体積比の条件を満たせば同様な効果を有するため、本願発明ではこのような場合もVC(V炭化物)とみなし、VCと表記する。
【００３６】
ここで、VCの大きさとは、VCが円盤状をなしているため、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の[001]方位から観察される正方板状のVCを円盤と仮定し、その平均厚みtと平均直径dから求めたVCの(t+d)/2のことである。なお、VCの大きさをこのように決定できるのは、NaCl型の結晶構造を有するVCがマトリックスとの間に特定の方位関係(Baker-Nutting)を有するためである。
【００３７】
また、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比は、鋼板の板厚断面の板厚1/4〜1/2の部位より薄膜サンプルを作製して透過型電子顕微鏡で観察し、観察された析出物を前記電子顕微鏡に付帯したEDX(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)とEELS(Electron Energy-Loss Spectroscopy)でVCと確認後、VCの合計の体積を求め、観察した試料全体の体積に対する比として求めた。
【００３８】
ここで、VCの体積は、球相当体積、すなわち、前記した円盤状のVCの大きさである(t+d)/2を直径とする球を仮定し、球の体積を求めることで求めた。また、VCの体積比は、観察視野でのVCの合計の体積を求め、EELSでの測定から求めた試料厚さに基づき、厚さ100nm当りに換算して、観察した試料全体の体積に対する比として求めた。
【００３９】
3) 製造条件
熱間圧延の仕上温度:900℃以上
仕上温度が900℃未満だと大きな伸びた粒と小さな粒がバンド状に層構造を形成するため、曲げ加工性が劣化する。そのため、仕上温度は900℃以上とする。
【００４０】
なお、仕上温度を900℃以上にするには、熱間圧延前に鋼をオーステナイト単相域まで加熱する必要があるが、VCは、TiCやNbCなどに比べ、容易にオーステナイト相に溶解するため、加熱温度は1150〜1250℃であれば十分である。TiCやNbCの場合は、980MPa以上のTSを得ようとすると1300℃以上の加熱が必要となる。また、本発明では、連続鋳造後の鋼をそのまま熱間圧延する直送圧延の技術も適用することができる。このとき、900℃以上の仕上温度を確保するために、熱間圧延前に補助的な加熱を行うこともできる。
【００４１】
熱間圧延後の冷却条件:平均冷却速度20℃/s以上で700℃以下まで冷却
熱間圧延後は、粗大なVCの析出を抑制するために、平均冷却速度20℃/s以上で700℃以下まで冷却する必要がある。平均冷却速度が20℃/s未満だったり、この冷却速度による冷却を700℃を超える温度で止めるとVCが粗大化して、高強度化が阻害される。
【００４２】
巻取温度:500〜680℃
巻取温度が500℃未満では大きさ10nm未満の微細なVCの析出が困難になるとともに、ベイナイト相などの硬質相が形成されやすく、曲げ加工性が低下する。また、680℃を超えるとVCが粗大化して、高強度化が阻害される。そのため、巻取温度は500〜680℃とする。
【００４３】
なお、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面にZn系めっき層などのめっき層を有する鋼板とすることができる。例えば、Zn系めっき層は、通常の溶融あるいは電気めっき法により純ZnやZn合金のめっき層を形成することにより得られる。
【実施例】
【００４４】
表1に示す成分組成を有する鋼1〜25を溶製し、スラブとした。これらのスラブを表2に示す熱延条件で熱間圧延し、板厚2.0mmの熱延鋼板を作製した。このとき、熱間圧延後の鋼板は、平均冷却速度25℃/sで巻取温度まで冷却した。また、鋼25には、巻取り後の鋼板を溶融Znめっきラインに通し、表面に溶融Znめっき層[付着量50g/m2(片面当り)]を形成した。Znめっきラインでは、焼鈍温度を720℃とし、470℃のZnめっき浴(0.1%Al-Zn)中に浸漬後、520℃で合金化処理を行った。そして、上記の方法により、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率、VCの(t+d)/2、およびVCのマトリックス全体に占める合計の体積比を求めた。また、圧延方向に平行にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、TSとElを求めた。さらに、圧延方向が長さとなるように幅50mm長さ100mmの試験片を採取し、頂角90度のV曲げ試験を行い、割れの生じない最小の曲げ半径と板厚の比を限界曲げ半径として測定した。
【００４５】
結果を表2に示す。本発明例では、1.80〜1.95GPa、すなわち1.8GPa級のTSが得られ、かつ限界曲げ半径が1.0未満で曲げ加工性にも優れていることがわかる。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や建設機械などの構造部材に適した板厚が6mm以下の高強度熱延鋼板、特に、1.8GPa級の引張強度TSを有し、曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化では、高強度鋼板の使用量の増加とともに、さらなる高強度の鋼板の適用が検討されている。なかでも、TSが980MPa以上の鋼板では、高強度のメリットを生かすために、TSが980MPa未満の鋼板に適用されている張り出し加工、伸びフランジ加工、深絞り加工などによる凹凸部の多い部材ではなく、曲げ加工を主体とした平坦部の多い部材に加工される場合が多い。
【０００３】
しかし、これまでTSが980MPa以上の高強度鋼板として開発されているフェライト相とマルテンサイト相からなるDP(Dual Phase)鋼板やマルテンサイト単相の鋼板では、曲げ加工により、前者では硬質なマルテンサイト相と軟質なフェライト相の界面を起点に、また、後者では粗大な旧オーステナイト粒界に析出したフィルム状のセメンタイトを起点に、亀裂が発生しやすく、曲げ加工性に劣るという問題がある。
【０００４】
高強度鋼板の曲げ加工性に関する技術として、例えば、特許文献1や2には、軟質なフェライト単相のマトリックス中に大きさが0.5〜50μm程度のTiCやVCなどの硬質な炭化物を分散析出させた曲げ加工性に優れた耐磨耗鋼板が提案されている。また、特許文献3には、C、Ti、Nb、V、Mo量を制御してフェライト相の体積率を70%以上とし、フェライト粒内に10nm程度以下のサイズの微細な炭化物を多量に析出させた曲げ加工性に優れた熱延鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開2007-197813号公報
【特許文献２】特開2007-277590号公報
【特許文献３】特開2006-161111号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献1〜3に記載の鋼板では、1.0t未満(tは鋼板の板厚)の曲げ半径では割れが発生しやすく、安定して優れた曲げ加工性が得られず、また、1.8GPa級のTSが得られない。
【０００７】
本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、1.8GPa級のTS、すなわち1760MPa以上、1960MPa未満のTSを有し、安定して優れた曲げ加工性が得られる高強度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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記の目的とする高強度熱延鋼板について検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
【０００９】
i) フェライト相を主体したマトリックスとし、マトリックスには、TiNやAlNのような粗大な析出物の生成を抑制し、微細な析出物を分散析出させることにより、高強度と優れた曲げ加工性を安定して付与できる。
【００１０】
ii) それには、析出物として微細化しやすいVCを用い、その大きさを10nm未満にし、かつマトリックス全体に占めるVCの合計の体積比を0.03〜0.04とすることが効果的である。ここで、VCの大きさとは、VCを円盤と仮定して平均厚みtと平均直径dより計算されるVCの(t+d)/2のことである。
【００１１】
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量%で、C:0.42〜0.55%、Si:0.5%以下、Mn:0.4%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下、Ti:0.015%以下、V:1.8〜2.3%を含み、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、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が0.03〜0.04であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、(t+d)/2<10nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。
【００１２】
本発明の高強度熱延鋼板には、さらに、質量%で、Ti:0.015%以下や、Cr:1%以下、B:0.0030%以下、Mo:0.5%以下、およびW:1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素が、個別にあるいは同時に含有されることが好ましい。
【００１３】
また、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面にめっき層を有する鋼板とすることもできる。
【００１４】
本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼を、900℃以上の仕上温度で熱間圧延後、20℃/s以上の平均冷却速度で700℃以下まで冷却し、500〜680℃の巻取温度で巻取る方法によって製造できる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、1.8GPa級のTSを有し、限界曲げ半径(割れの生じない最小の曲げ半径と鋼板の板厚との比)が1.0未満で、安定して優れた曲げ加工性の得られる高強度熱延鋼板が製造可能になった。本発明の高強度熱延鋼板は、自動車などの構造部材に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１７】
1) 成分組成
C:0.42〜0.55%
CはVCとして鋼中に析出し、鋼を高強度化する最も重要な元素である。C量が0.42%を下回ると1.8GPa級のTSが得られない。一方、C量が0.55%を超えると粗大なセメンタイトやパーライトが生成して曲げ加工性が著しく劣化する。そのため、C量は0.42〜0.55%とする。
【００１８】
Si:0.5%以下
Siはオーステナイト相からフェライト相への変態時にオーステナイト相からCの吐き出しを促進するため、フェライト相中での微細なVCの形成を抑制して高強度化や曲げ加工性の向上を阻害する。そのため、Si量の上限は0.5%とする。好ましくは0.1%以下である。
【００１９】
Mn:0.4%以下
Mn量が0.4%を超えると偏析によるバンド状組織の形成を助長するため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Mn量は0.4%以下、好ましくは0.3%以下とする。
【００２０】
P:0.03%以下
Pは粒界に偏析して、加工性を著しく劣化させる。そのため、P量の上限は0.03%とする。
【００２１】
S:0.01%以下
SはMnSを形成し、曲げ加工時にボイドの発生を促進し、曲げ加工性を劣化させる。そのため、S量の上限は0.01%とする。さらに好ましくは0.005%以下である。
【００２２】
Al:0.07%以下
Al量が0.07%を超えると粗大なAlNが形成され、曲げ加工性が劣化する。そのため、Al量の上限は0.07%とする。なお、Alは鋼の脱酸作用を有する元素なので、その量を0.015%以上とすることが好ましい。
【００２３】
N:0.01%以下
Nは粗大な窒化物を形成し、曲げ加工時にその周辺から亀裂の発生を促進し、曲げ加工性を劣化させる。そのため、N量の上限は0.01%、好ましくは0.007%、より好ましくは0.005%とする。
【００２４】
V:1.8〜2.3%
Vは微細なVCを形成して、鋼を高強度化する最も重要な元素である。V量が1.8%を下回ると十分な量のVCが析出しないため、1.8GPa級のTSが得られなくなるとともに、セメンタイトやパーライトが生成するようになり曲げ加工性が劣化する。一方、V量が2.3%を超えると目的とする強度水準が得られなくなる。そのため、V量は1.8〜2.3%とする。
【００２５】
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、さらに、Ti:0.015％以下や、Cr:1%以下、B:0.0030%以下、Mo:0.5%以下およびW:1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素が含有されることが好ましい。
【００２６】
Ti:0.015%以下
微量のTiは、VCの微細析出を促進し、高強度を得やすくするため添加することが好ましい。この場合、0.001%以上の添加が好ましい。一方、Ti量が0.015%を超えると1μm程度を超える粗大なTiNが形成され、曲げ加工時にTiNとマトリックスの界面から亀裂の発生が促進されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Ti量の上限は0.015%とする。より好ましくは0.01％以下である。
【００２７】
Cr:1%以下
Crは厚さ5μmを超えるようなスケール生成を抑制する効果がある。しかし、Cr量が1%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Cr量は1%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなCrの効果を得るためには、Cr量は0.1%以上とすることが好ましい。
【００２８】
B:0.0030%以下
Bはフェライト粒界に偏析することでフェライト粒界を強化し、曲げ加工性をさらに向上させる。しかし、B量が0.0030%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、B量は0.0030%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなBの効果を得るためには、B量は0.0005%以上とすることが好ましい。
【００２９】
Mo:0.5%以下
Moはパーライトの生成を抑制する効果を有する。しかし、Mo量が0.5%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Mo量は0.5%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなMoの効果を得るためには、Mo量は0.03%以上とすることが好ましい。
【００３０】
W:1%以下
Wも、Moと同様、パーライトの生成を抑制する効果を有する。しかし、W量が1%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、W量は1%以下とすることが好ましい。なお、上記したようなWの効果を得るためには、W量は0.05%以上とすることが好ましい。
【００３１】
本発明の高強度熱延鋼板では、スクラップ原料から不可避的不純物としてCu、Ni、Sb、Asなどの元素が混入される場合があるが、これらの元素の合計が0.2%以下であれば本発明の効果が損なわれることはない。
【００３２】
2) ミクロ組織
良好な曲げ加工性を確保するには、ベイナイト相、マルテンサイト相、センメンタイト、パーライトなどの粗大な硬質相の生成が極力回避されたフェライト相主体のマトリックスからなるミクロ組織にする必要がある。フェライト相主体とは、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上のことであり、98%以上であることがより好ましい。これは、フェライト相以外のベイナイト相、マルテンサイト相、センメンタイト、パーライトなどが面積率で5%以下、好ましくは2％以下であれば存在しても本発明の効果を阻害することがないためである。なお、大きさ(伸びたものは、長手方向の長さ)が0.5μmを超える粗大なセンメンタイトは、曲げ加工性を著しく劣化させるので厳に回避する必要がある。
【００３３】
ここで、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率は、圧延方向と平行な板厚断面を研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡(倍率：5000倍)にて観察し、画像解析装置により板厚1/4〜3/4の部位の1mm2の領域に占めるフェライト相の面積率を求めた。
【００３４】
しかし、フェライト相主体のマトリックスからなるミクロ組織にしただけでは、1.8GPa級のTSが得られない。そこで、本発明では、曲げ加工性に大きな影響を与えることのない微細なVCをマトリックス中に析出させて高強度化を図っている。すなわち、大きさが10nm未満のVCのマトリックス全体に占める合計の体積比を0.03〜0.04とすることにより、優れた曲げ加工性と1.8GPa級のTSが確保される。VCの大きさが10nm以上となったり、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比が0.03未満では1.8GPa級のTSが得られない。また、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比が0.04を超えるとTSが1.8GPaを大きく上回る。
【００３５】
なお、鋼がTiを含有する場合、VC中にTiが固溶し、VCが(V、Ti)Cとなる場合があるが、本願発明のような微量のTi添加では、炭化物中のVとTiの原子濃度比(at%)はV/Ti>0.5であり、上記のVCの大きさや体積比の条件を満たせば同様な効果を有するため、本願発明ではこのような場合もVC(V炭化物)とみなし、VCと表記する。
【００３６】
ここで、VCの大きさとは、VCが円盤状をなしているため、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の[001]方位から観察される正方板状のVCを円盤と仮定し、その平均厚みtと平均直径dから求めたVCの(t+d)/2のことである。なお、VCの大きさをこのように決定できるのは、NaCl型の結晶構造を有するVCがマトリックスとの間に特定の方位関係(Baker-Nutting)を有するためである。
【００３７】
また、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比は、鋼板の板厚断面の板厚1/4〜1/2の部位より薄膜サンプルを作製して透過型電子顕微鏡で観察し、観察された析出物を前記電子顕微鏡に付帯したEDX(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)とEELS(Electron Energy-Loss Spectroscopy)でVCと確認後、VCの合計の体積を求め、観察した試料全体の体積に対する比として求めた。
【００３８】
ここで、VCの体積は、球相当体積、すなわち、前記した円盤状のVCの大きさである(t+d)/2を直径とする球を仮定し、球の体積を求めることで求めた。また、VCの体積比は、観察視野でのVCの合計の体積を求め、EELSでの測定から求めた試料厚さに基づき、厚さ100nm当りに換算して、観察した試料全体の体積に対する比として求めた。
【００３９】
3) 製造条件
熱間圧延の仕上温度:900℃以上
仕上温度が900℃未満だと大きな伸びた粒と小さな粒がバンド状に層構造を形成するため、曲げ加工性が劣化する。そのため、仕上温度は900℃以上とする。
【００４０】
なお、仕上温度を900℃以上にするには、熱間圧延前に鋼をオーステナイト単相域まで加熱する必要があるが、VCは、TiCやNbCなどに比べ、容易にオーステナイト相に溶解するため、加熱温度は1150〜1250℃であれば十分である。TiCやNbCの場合は、980MPa以上のTSを得ようとすると1300℃以上の加熱が必要となる。また、本発明では、連続鋳造後の鋼をそのまま熱間圧延する直送圧延の技術も適用することができる。このとき、900℃以上の仕上温度を確保するために、熱間圧延前に補助的な加熱を行うこともできる。
【００４１】
熱間圧延後の冷却条件:平均冷却速度20℃/s以上で700℃以下まで冷却
熱間圧延後は、粗大なVCの析出を抑制するために、平均冷却速度20℃/s以上で700℃以下まで冷却する必要がある。平均冷却速度が20℃/s未満だったり、この冷却速度による冷却を700℃を超える温度で止めるとVCが粗大化して、高強度化が阻害される。
【００４２】
巻取温度:500〜680℃
巻取温度が500℃未満では大きさ10nm未満の微細なVCの析出が困難になるとともに、ベイナイト相などの硬質相が形成されやすく、曲げ加工性が低下する。また、680℃を超えるとVCが粗大化して、高強度化が阻害される。そのため、巻取温度は500〜680℃とする。
【００４３】
なお、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面にZn系めっき層などのめっき層を有する鋼板とすることができる。例えば、Zn系めっき層は、通常の溶融あるいは電気めっき法により純ZnやZn合金のめっき層を形成することにより得られる。
【実施例】
【００４４】
表1に示す成分組成を有する鋼1〜25を溶製し、スラブとした。これらのスラブを表2に示す熱延条件で熱間圧延し、板厚2.0mmの熱延鋼板を作製した。このとき、熱間圧延後の鋼板は、平均冷却速度25℃/sで巻取温度まで冷却した。また、鋼25には、巻取り後の鋼板を溶融Znめっきラインに通し、表面に溶融Znめっき層[付着量50g/m2(片面当り)]を形成した。Znめっきラインでは、焼鈍温度を720℃とし、470℃のZnめっき浴(0.1%Al-Zn)中に浸漬後、520℃で合金化処理を行った。そして、上記の方法により、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率、VCの(t+d)/2、およびVCのマトリックス全体に占める合計の体積比を求めた。また、圧延方向に平行にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、TSとElを求めた。さらに、圧延方向が長さとなるように幅50mm長さ100mmの試験片を採取し、頂角90度のV曲げ試験を行い、割れの生じない最小の曲げ半径と板厚の比を限界曲げ半径として測定した。
【００４５】
結果を表2に示す。本発明例では、1.80〜1.95GPa、すなわち1.8GPa級のTSが得られ、かつ限界曲げ半径が1.0未満で曲げ加工性にも優れていることがわかる。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.42〜0.55%、Si:0.5%以下、Mn:0.4%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下、V:1.8〜2.3%を含み、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、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が0.03〜0.04であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、(t+d)/2<10nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量%で、Ti:0.015%以下を含有す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熱延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量%で、Cr:1%以下、B:0.0030%以下、Mo:0.5%以下、およびW:1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
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から3のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
請求項1から3のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼を、900℃以上の仕上温度で熱間圧延後、20℃/s以上の平均冷却速度で700℃以下まで冷却し、500〜680℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量%で、C:0.42〜0.55%、Si:0.5%以下、Mn:0.4%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下、V:1.8〜2.3%を含み、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、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95%以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が0.03〜0.04であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、(t+d)/2<10nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量%で、Ti:0.015%以下を含有す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熱延鋼板。
【請求項３】
さらに、質量%で、Cr:1%以下、B:0.0030%以下、Mo:0.5%以下、およびW:1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
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から3のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
請求項1から3のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼を、900℃以上の仕上温度で熱間圧延後、20℃/s以上の平均冷却速度で700℃以下まで冷却し、500〜680℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２０１２−１７２２３７（Ｐ２０１２−１７２２３７Ａ）
【公開日】平成２４年９月１０日（２０１２．９．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−３７９３６（Ｐ２０１１−３７９３６）
【出願日】平成２３年２月２４日（２０１１．２．２４）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年９月１０日（２０１２．９．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年２月２４日（２０１１．２．２４）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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