(57)【要約】【課題】安定して15%以上の全伸びが得られるTSが1000MPa以上の高強度熱延鋼板を提供する。【解決手段】質量%で,C:0.10〜0.12,Si≦0.30,Mn≦1.8,N≦0.003,Ti:0.10〜0.20,V:0.15〜0.30,Mo:0.05〜0.40,残部Fe及び不可避的不純物からなり,式(1)を満たす成分組成と,平均粒径3μm以下のフェライト粒からなる組織とを有し,式(3)のMsと式(4)のM0が式(2)を満たす高強度熱延鋼板;(1):0.7<(C/12)/[{(Ti-3.42×N)/48+V/51+Mo/96}]<0.9,(2):4<Ms/M0,(3):Ms=(Ti20/Titotal+V20/Vtotal+Mo20/Mototal)/3,(4):M0=(Tisol/Ti+Vsol/V+Mosol/Mo)/3,ただし,式(1)で各元素記号は各元素の含有量を,式(3)でTi20、V20、Mo20はそれぞれ直径20nm未満の炭化物中の各元素の含有量を,Titotal,Vtotal,Mototalは総炭化物中の各元素の含有量を,式(4)でTisol,Vsol,Mosolは各元素の固溶量を,Ti,V,Moは各元素の含有量を表す。【選択図】図1
2008179852.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.10%以上0.12%以下、Si:0.30%以下、Mn:1.8%以下、N:0.003%以下、Ti:0.10%以上0.20%以下、V:0.15%以上0.30%以下、Mo:0.05%以上0.40%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、下記の式(1)を満足する成分組成を有し、平均粒径が3μm以下のフェライト粒からなる組織を有し、かつ下記の式(3)で定義されたMsと下記の式(4)で定義されたM0が下記の式(2)を満足することを特徴とする高強度熱延鋼板；
0.7 < (C/12)/[{(Ti-3.42×N)/48+V/51+Mo/96}] < 0.9  ・・・(1)
4 < Ms/M0                                      ・・・(2)
Ms = (Ti20/Titotal+V20/Vtotal+Mo20/Mototal)/3           ・・(3)
M0 = (Tisol/Ti+Vsol/V+Mosol/Mo)/3                   ・・(4)
ただし、
式(1)で、
各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を、
式(3)で、
Ti20、V20、Mo20は、それぞれ鋼板中に析出している直径が20nm未満のTi、V、Moの炭化物中の各元素の含有量(鋼に対する質量%)を、
Titotal、Vtotal、Mototalは、総炭化物中の各元素の含有量(鋼に対する質量%)を、
式(4)で、
Tisol、Vsol、Mosolは、鋼中の各元素の固溶量(質量%)を、
Ti、V、Moは、鋼中の各元素の含有量(質量%)を、
表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度熱延鋼板、特に、自動車の足回り部品などに好適な高延性で、引張強度(TS)が1000MPa以上の高強度熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板の高強度化とともに、自動車の足回り部品などには、高延性の、すなわち優れた伸びフランジ性や高い全伸びを有する種々の高強度熱延鋼板が検討されている。例えば、主としてフェライト相(軟質相)とマルテンサイト相(硬質相)を含むDP(複合組織)鋼板は、軟質なフェライト相が存在しているため、高い全伸びを有するが、軟質相中に硬質相が存在しているため伸びフランジ性に劣っている。また、ベイナイト単相の鋼板は、硬質相のみからなるため伸びフランジ性には優れているが、硬質なため全伸びに劣っている。
【０００３】
そこで、伸びフランジ性や全伸びに有利なフェライト単相とし、フェライト相中にナノオーダーの微細析出物を均一に生成させて、高延性化と高強度化をともに実現した高強度熱延鋼板が提案されている。例えば、特許文献1には、質量%で、C<0.10%、Ti:0.03〜0.10%、Mo:0.05〜0.6%を含み、フェライト相中に粒径が10nm未満のTiとMoを含む微細炭化物を分散させたTSが590MPa以上の薄鋼板が開示されている。また、特許文献2には、質量%で、C:0.07〜0.15%、Si:0.3%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.06%以下、N:0.006%、Ti:0.15〜0.35%、Mo:0.3〜0.7%を含み、フェライト相中に粒径が10nm未満のTiとMoを含む微細炭化物を分散させたTSが950MPa以上の超高張力鋼板が開示されている。
【特許文献１】特開2002-322539号公報
【特許文献２】特開2003-89848号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献1に記載の薄鋼板では、1000MPa以上のTSが得られない、また、特許文献2の超高張力鋼板では、安定して15%以上の高い全伸びを確保しようとすると、TSが1000MPa以上にならない傾向になる問題がある。
【０００５】
本発明は、安定して15%以上の高い全伸びを確保できるTSが1000MPa以上の高強度熱延鋼板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】
【０００６】
本発明者等は、特許文献2に記載されているようなフェライト相中にナノオーダーの微細炭化物を均一に生成させた高強度熱延鋼板において、安定して15%以上の高い全伸びと1000MPa以上のTSの得られる条件について検討したところ、以下のことを見出した。
【０００７】
A)これ以上高C化、高合金化しても、微細炭化物による析出強化には、熱延鋼板製造プロセスの制約上限界がある。
【０００８】
B)合金元素の量に対してC量が原子濃度で化学当量未満のある範囲に制限すると、粗大な炭化物の形成が抑制され、変態時に析出する微細炭化物による組織微細化の効果を利用でき、1000MPa以上のTSと15%以上の全伸びを安定して確保できる。
【０００９】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.10%以上0.12%以下、Si:0.30%以下、Mn:1.8%以下、N:0.003%以下、Ti:0.10%以上0.20%以下、V:0.15%以上0.30%以下、Mo:0.05%以上0.40%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、下記の式(1)を満足する成分組成を有し、平均粒径が3μm以下のフェライト粒からなる組織を有し、かつ下記の式(3)で定義されたMsと下記の式(4)で定義されたM0が下記の式(2)を満足することを特徴とする高強度熱延鋼板を提供する。
0.7 < (C/12)/[{(Ti-3.42×N)/48+V/51+Mo/96}] < 0.9  ・・・(1)
4 < Ms/M0                                      ・・・(2)
Ms = (Ti20/Titotal+V20/Vtotal+Mo20/Mototal)/3           ・・(3)
M0 = (Tisol/Ti+Vsol/V+Mosol/Mo)/3                   ・・(4)
ただし、
式(1)で、
各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を、
式(3)で、
Ti20、V20、Mo20は、それぞれ鋼板中に析出している直径が20nm未満のTi、V、Moの炭化物中の各元素の含有量(鋼に対する質量%)を、
Titotal、Vtotal、Mototalは、総炭化物中の各元素の含有量(鋼に対する質量%)を、
式(4)で、
Tisol、Vsol、Mosolは、鋼中の各元素の固溶量(質量%)を、
Ti、V、Moは、鋼中の各元素の含有量(質量%)を、
表す。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、安定して15%以上の高い全伸びを確保できるTSが1000MPa以上の高強度熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度熱延鋼板を自動車の足回り部品などに適用すると、部品の板厚減少が可能となるので、自動車の環境負荷が低減したり、衝撃特性が大きく向上することが期待される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分に関する「%」表示は特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
【００１２】
1)成分組成
C:0.10%以上0.12%以下
Cは、後述するTi、Mo、Vの炭化物による析出強化を実現する上で重要な元素である。1000MPa以上のTSを得るための炭化物の析出量を得るには、C量を0.10%以上とする必要がある。一方、C量が0.12%を超えると、未固溶Ti系析出物の粗大化や、熱間圧延時の歪誘起析出によって、析出強化に有効な20nm未満の微細炭化物の量が急激に低下したり、巻取り中あるいはその後の冷却過程でパーライト、ベイナイト等の変態強化相の生成を促し、延性の低下を招く。
【００１３】
Si:0.30%以下
Siは、固溶強化による高強度化に有効な元素であるが、フェライト安定化元素として鋼の変態点を上昇させる。それゆえ、オーステナイト域で熱間圧延を行う、すなわち仕上圧延終了温度を880℃以上にするために、Si量の上限を0.30%とする。
【００１４】
Mn:1.8%以下
Mnは、固溶強化による高強度化に有効な元素であるうえ、オーステナイト安定化元素として鋼の変態点制御に欠かせない元素である。特に、本発明においては、熱間圧延後のオーステナイトからフェライトへの相変態のタイミングと析出強化に用いる微細炭化物の析出を巻取り時にマッチングさせることが極めて重要であるが、Mn量が1.8%を超えると変態点が低下し、巻取り時において炭化物が粗大化し、析出強化能が著しく低下する。なお、Mn量が1.2%未満になると、固溶強化能が低下するばかりか、変態点が上昇して熱間圧延後の組織が粗大化するため1000MPa以上のTSが得られない場合もある。したがって、Mn量は1.2%以上1.8%以下とすることが、より望ましい。
【００１５】
N:0.003%以下
N量が0.003%を超えると、以下に述べるTi等の炭窒化物形成元素と高温域でMN型(ここで、Mは金属元素を示す)析出物を形成し、微細炭化物を形成するためのTi等の量を低減させる。
【００１６】
Ti:0.10%以上0.20%以下
Tiは、微細炭化物を形成し析出強化ならびに組織微細化による高強度化を達成するために重要な元素である。しかし、その量が0.20%を超えるとスラブ製造過程で粗大炭化物を形成し、熱間圧延後に微細炭化物を形成するために必要なTi量の低下を招く。また、Tiは、鋼中の窒素とTiNを形成することから、通常の熱延鋼板に含まれるN量(0.003%程度)を固定するに必要なTi量、すなわち0.010%以上にしないと、微細炭化物の形成が困難になる。
【００１７】
V:0.15%以上0.30%以下
Vは、微細炭化物を形成し析出強化ならびに組織微細化による高強度化を達成するために重要な元素である。しかし、Tiに較べて炭化物形成能が弱いため、Tiとともに複合添加することで初めてその効果を発揮する。Vを単独添加した場合には、オーステナイト→フェライト変態後に炭化物がフェライト粒内に析出し、変態現象とほぼ同時に進行する相界面での析出による高密度析出が期待できない。その量は、原則として式(1)を満足する範囲となるが、Ti-V系の複合微細析出を達成するためには0.15%以上とする必要がある。また、炭素量に応じてV量を増加させることは可能であるが、高炭素の場合は、高温域でTiCが優先析出し、微細炭化物を形成するために有効なTi量が減少するとともに、Vの複合析出が起こり難くなり、高強度化に大きな寄与をしないばかりか、原料コスト高になる。このため、V量の上限は0.30%とする。
【００１８】
Mo:0.05%以上0.40%以下
Moは、Tiと複合添加することにより微細炭化物を形成し析出強化ならびに組織微細化による高強度化を達成するために重要な元素である。Moの単独添加あるいはVとの複合添加のみでは、低温域での析出となるため十分な析出量が確保できない。また、Moは焼入れ性を高める元素の一つであり、パーライト変態を抑制する効果も有する。このような観点から、Mo量の下限は0.05％とする。Vと同様に、炭素量に応じてMo量を増加させることは可能であるが、偏析を増長し材質のバラツキを招くばかりか、原料コスト高になる。このため、Mo量の上限は0.40%とする。
【００１９】
残部は、Feおよび不可避的不純物にする必要があるが、以下の理由により、Al:0.5%以下とすることが好ましい。すなわち、Alは、製鋼時の脱酸元素として有用である上に、フェライト中に固溶して高強度化に寄与することから添加することが望ましいが、その量が0.5%を超えると粗大なAlN等を形成し、疲労強度の低下を招く。
【００２０】
2) 0.7 < (C/12)/[{(Ti-3.42×N)/48+V/51+Mo/96}] < 0.9
(C/12)/[{(Ti-3.42×N)/48+V/51+Mo/96}]は、Ti、V、Moの量に応じたCの化学当量(原子濃度)に対する実際のC量との比を表し、この値が1であれば、C量は化学当量分だけ含有されていることになる。この値が0.9以上だと熱間圧延中の高温域で炭化物が析出して粗大化するため、また0.7以下だと析出強化に有効な巻取り時の微細炭化物量が]確保できなくなるため、この値は0.7を超え、0.9未満にする必要がある。
【００２１】
3)組織
母相の組織は、優れた延性確保のため、フェライト粒である必要があり、強度に及ぼす結晶粒微細化効果を発揮させるため、その平均粒径は3μm以下にする必要がある。
【００２２】
4)4 < Ms/M0
微細炭化物の分散により高強度化を達成するためには、炭化物の量とサイズとその分散の程度が極めて重要である。鋼中の炭化物は析出温度域によって種々のサイズ分布を持つが、一般に製造工程の高温域で析出する直径が20nm以上のものは、ほとんど強化能がないと考えられる。本発明者等は、種々の強度レベルの熱延鋼板を用い、上記式(3)で定義されたMsの上記式(4)で定義されたM0に対する比、すなわち総炭化物中のTi量(Titotal)に対する直径が20nm未満の炭化物中のTi量(Ti20)の比と総炭化物中のV量(Vtotal)に対する直径が20nm未満の炭化物中のV量(V20)の比と総炭化物中のMo量(Mototal)に対する直径が20nm未満の炭化物中のMo量(Mo20)の比の平均値Msの、鋼中のTi含有量に対する固溶Ti量(Tisol)の比と鋼中のV含有量に対する固溶V量(Vsol)の比と鋼中のMo含有量に対する固溶Mo量(Mosol)の比の平均値M0に対する比(Ms/M0)と引張強度TSとの関係を調べたところ、図1に示すように、Ms/M0が4を超えると、1000MPa以上のTSが確実に得られることを見出した。なお、Ms/M0が4以下の場合は、直径20nm未満の微細炭化物が少ないため、1000MPa以上のTSが得られないと考えられる。
【００２３】
ここで、Titotal、Vtotal、Mototal、Ti20、V20、Mo20、Tisol、Vsol、Mosolは次のようにして求めた。
Titotal、Vtotal、Mototal:従来の抽出残査法である10%A-A(アセチルアセトン電解溶液)を用いた抽出残渣法により求めた。すなわちTitotalは鋼中の析出Ti量(質量%)、Vtotalは鋼中の析出V量(質量%)、Mototalは鋼中の析出Mo量(質量%)として求まる値である。
Ti20、V20、Mo20:TEM(透過型電子顕微鏡)像中に観察された炭化物のうち直径が20nm未満の炭化物を画像解析によって抽出し、その直径からこれらの炭化物の体積率を求めて合計し、鋼中における20nm未満の炭化物の体積率を計算した。また、EDX分析したところ、20nm未満の炭化物はその多くがTi-V-Moの複合炭化物であり、TiとＶとMoの組成比はほぼ1:1:1であった。この結果から、20nm未満の析出物は全てTi-V-Moの複合炭化物(TiVMoC3)であるとして、下記i)〜iii)の仮定のもとにTi-V-Moの複合炭化物の格子定数を4.337Åと算出して密度(6.264g/cm3)を求め、上記で求めた体積率およびFeの密度(7.86g/cm3)を用いて鋼中の20nm未満の析出物中に含有されるTi量、Ｖ量、Mo量であるTi20、V20、Mo20を求めた。
i)Ti-V-Mo-CはNaCl型の結晶構造
ii)格子定数は、VC(4.16Å)、TiC(4.38Å)、MoC(4.47Å)を基に、TiとVとMoの比で算出(MoCは文献値がないため、NbCの値を代用)
iii)組成比Ti:V:Mo=1:1:1
Tisol、Vsol、Mosol:鋼中の固溶Ti量であるTisolは、鋼中のTi含有量と上記のようにして求めたTitotalとの差(=Ti-Titotal)として求めた。Ｖsol、Mosolも同様にして求めた。
【００２４】
なお、Ti、V、Moを含む炭化物の直径は、TEMにより観察し、TEMに装備されたエネルギー分散型X線分光装置(EDX)での分析によりTi、V、Moを含む炭化物であることを確認した後、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析II Ver.2.0」を用いて画像解析し、個々の炭化物について球形近似により直径を求めた。このときのTEM観察の試料の厚みは約50nm、観察倍率は10万倍で、観察視野数は5とした。このようにして求めたTi、V、Moを含む炭化物の直径を平均して炭化物の直径とした。
【００２５】
5)製造方法
本発明の高強度熱延鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼片を、次の理由により、仕上圧延終了温度:880〜940℃、巻取温度:600〜670℃の条件で熱間圧延を行うことにより製造できる。
【００２６】
仕上圧延終了温度:880〜940℃
仕上圧延終了温度は伸びフランジ性および全伸びの確保と圧延荷重の低減に重要である。仕上圧延終了温度が880℃未満では圧延時の歪蓄積が大きく、熱間圧延中にTi系の歪誘起析出が生じやすく、強化に有効な微細な炭化物量の相対的減少を招く。一方、フェライト変態が促進する(組織が粗大化する)ため、延性は向上するが母相の組織強化が不十分となる。仕上圧延終了温度が880℃以上では、圧延温度の上昇にともない圧延時の荷重は低下し製造性が安定化する上、熱間圧延中の歪誘起析出が起こりにくく、Ti等の十分な固溶量が確保されたまま変態へと推移し、変態と析出の同時進行によって組織が微細化し、母相強度が高まる。ただし、一般的な製造ラインで940℃以上の仕上圧延終了温度を確保することは困難である。したがって、仕上圧延終了温度は880〜940℃とすることが好ましい。
【００２７】
巻取温度:600〜670℃
フェライト組織を得るため、また十分な炭化物の析出を確保するため、さらにはランナウトテーブル上での注水量を抑えて板厚の薄い鋼板を安定して走行させるため、巻取温度は600℃以上と、また、パーライトの生成を抑制するために670℃以下とすることが好ましい。
【００２８】
なお、鋼スラブなどの鋼片は、一旦冷却後、所定の温度に再加熱してから熱間圧延を施してもよいし、また、鋼片が所定の温度より低温となる前に再加熱することなく熱間圧延を行ってもよい。鋼片の再加熱温度は、炭化物を再固溶させるため(あるいは析出成長させないため)、1150℃〜1300℃程度が好適であり、未固溶Ti系炭化物を残存させないためこの温度範囲で30min.以上の保持することが望ましい。
【００２９】
熱間圧延後の板厚は1.4〜5.0ｍｍ程度が自動車用熱延鋼板として好適である。従来、板厚の薄い高強度熱延鋼板の製造は圧延荷重の増大により製造が困難だったが、本発明の鋼板は、高強度化のために圧延終了後の巻取り過程において炭化物を微細に析出させて製造できるので、板厚2.5mm以下の高強度熱延鋼板も製造可能である。
【００３０】
本発明の高強度熱延鋼板には、表面に表面処理や表面被覆処理を施したものを含む。特に、本発明の鋼板は溶融亜鉛系めっき被膜を形成した表面処理鋼板の下地鋼板として好適である。
【実施例】
【００３１】
表1に示す成分組成の鋼片を、1250℃に加熱し、通常の熱間圧延工程によって仕上圧延終了温度840〜920℃で、板厚3.5mmの熱延鋼板とし、巻取温度580〜685℃で巻取った。得られた鋼板を酸洗後、鋼板の板厚1/4位置から採取して作成した薄膜試料をTEMにより観察し、上述したような微細炭化物や炭化物形成元素の固溶量の定量解析を実施した。
【００３２】
本発明の高強度熱延鋼板の組織は一般の鋼板に較べて微細であることから、そのフェライト粒径は走査型電子顕微鏡(Scanning Electron Microscope:以下SEM)を用いて評価した。試料は、圧延方向に平行なL断面を鏡面研摩した後、電解研摩によって組織を現出し、板厚1/4位置でSEM観察を実施した。加速電圧は15kV、結晶粒組織認識がしやすい反射電子像によって2000倍の像を3視野撮影した。これらの反射電子像から、一般的に光学顕微鏡組織写真で実施される切断法によって平均結晶粒径を試料ごとに算出した。母相の組織内に、明らかに等軸フェライト相とは異なる針状もしくはラス形態の組織(ベイナイトや、一般的にアシキュラーフェライトと呼ばれる組織)が存在する場合は、平均粒径は算出しなかった。
【００３３】
また、得られた鋼板の圧延方向よりJIS 5号引張試験片を採取し、TSと全伸び(El)を求めた。
【００３４】
結果を表2に示す。本発明例である試料No.4〜7および9、10では、1000MPa以上のTSと15%以上のElが得られることが分かる。一方、成分範囲が本発明範囲内であっても、製造条件が変化し、Ms/M0値が本発明範囲を外れる試料No.8、11、12では、延性は確保されるが、1000MPa以上のTSが得られない。また、式(1)を満足していない試料No.3の場合は、金属元素(本発明ではTi、VおよびMo)に対してC量が不足しているため、例え微細炭化物の析出率が高くても微細析出物の絶対量が少なくなり、1000MPa以上のTSが得られない。
【００３５】
【表１】
2008179852.tif 000003
【００３６】
【表２】
2008179852.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】Ms/M0とTSの関係を示す図である。
【図１】
2008179852.tif 000005