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    本發明係提供最大抗拉強度600MPa以上，且具優異低溫下之衝擊能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板及其製造方法。該高降伏比熱軋鋼板，以質量%計，含有：C：0.04~0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2~2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02~0.09%、Ti：0.02~0.07%、及N：0.005%以下，2.0≦Mn+8[%Ti]+12[%Nb]≦2.6，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；波來鐵之面積分率係5%以下，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積分率係0.5%以下，且剩餘部分係由肥粒鐵及變韌鐵之金屬組織所構成；肥粒鐵及變韌鐵之平均結晶粒徑係10μm以下；含有Ti及Nb之經非整合析出的合金碳氮化物之平均粒子徑係20nm以下；降伏比係0.85以上。
    公开号:TW201313920A
    申请号:TW101128765
    申请日:2012-08-09
    公开日:2013-04-01
    发明作者:Naoki Maruyama；Naoki Yoshinaga；Masafumi Azuma；Yasuharu Sakuma；Atsushi Itami
    申请人:Nippon Steel Corp；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    具優異低溫下之衝擊能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板及其製造方法 發明領域
    本發明係有關於具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ(Heat-Affected Zone：熱影響區)軟化特性的最大抗拉強度600MPa以上之高降伏比熱軋鋼板及其製造方法。本鋼板宜作為營建機具之弔桿、框的素材、或以彎曲成形為主體所成形的卡車或汽車之框、構件等的素材，甚至是作為管線之素材。 發明背景
    營建機具、卡車之框類係主要藉由彎曲加工成形熱軋鋼板，並藉由電弧熔接組裝該成形之零件。因此，使用於該等零件之素材，係要求優異之彎曲加工性與電弧熔接性。此外，因營建機具、卡車有於低溫環境化使用的情形，故特別追求於施加衝擊於卡車用之框等時，即使於低溫下仍未脆性地破壞，可充分地吸收衝撃能量的特性。
    衝撃能量吸收特性優異之鋼板，係於非專利文獻1及專利文獻1~2中揭示其技術。但，該等之鋼板具有包含殘留沃斯田鐵或麻田散鐵的組織，並且藉使鋼板之金屬組織最適化，達成優異之衝突特性。然而，如此之組織的鋼板有降伏應力低、或有彎曲成形性的問題。
    又，專利文獻3中揭示了一種藉由進行冷軋，可高良率並穩定地製造具高衝撃能量吸收能之薄鋼板的方法。然而，該方法中電弧熔接部之熱影響部(HAZ)的軟化大，除了未能得到充分之熔接接頭強度以外，於製造成本上亦不利。
    得到彎曲性優異之高降伏比的熱軋鋼板之方法，揭示有例如，專利文獻4~6所示之於鋼中使Ti、Nb等合金碳化物分散的方法。然而，活用有該等析出強化之鋼板的電弧熔接熱影響部之軟化大，有接頭強度下降的情形，並且，有於低溫下脆性破壞的情形、或衝撃能量吸收量變小的情形等問題。
    另一方面，抑制熔接熱影響部之軟化的技術方面，專利文獻7中揭示了一種藉由複合添加Mo與Nb或Ti以抑制HAZ軟化之方法，又，專利文獻8中揭示了一種藉由使成分最適化，以含有Ti之經析出強化的鋼來抑制HAZ軟化之方法。然而，該等方法中，於低溫下有於素材產生脆性破壞的情形、或衝撃能量吸收量變小的情形等問題。
    專利文獻9中，揭示了一種藉由適當化自鋼片之粗軋延至完工軋延的軋延條件與之後的冷卻處理，以製造低溫韌性及熔接性優異之高強度電縫鋼管用熱軋鋼板的方法。該方法，雖可藉由控制鋼片之粗軋延及完工軋延下的再結晶，成為細粒之金屬組織，得到低溫韌性優異的鋼板，但未考量到控制合金碳氮化物之尺寸或分布。結果，因該等未能最適化，故有衝撃能量吸收特性下降的問題。
    專利文獻10中，揭示了一種藉由藉由適當化鋼片之粗軋延步驟下的軋縮率與保持時間及完工軋延條件，以製造韌性及耐氫誘導破裂性優異之熱軋高張力鋼板的方法。該方法中之粗軋延步驟的最適化之目的係促進鋼之再結晶，但並未考量到控制合金析出物的尺寸或分布。結果，因該等未能最適化，故有衝撃能量吸收特性下降的問題。完工軋延條件方面，專利文獻10記載之方法中，未能控制合金析出物的尺寸或分布，有無法得到良好之衝撃吸收能量的問題。
    專利文獻11中，揭示了一種藉由於熔接熱影響部適當地分散析出粒子，以得到具優異之耐HAZ軟化特性的高強度熱軋鋼板之技術。然而，該技術係於電弧熔接中使細微之析出物分散於鋼板的HAZ部者，因鋼中之析出粒子尺寸未為最適化，結果，有鋼板之衝撃能量吸收特性不良的問題。 先前技術文獻 專利文獻
    專利文獻1：日本專利特開2007-284776號公報
    專利文獻2：日本專利特開2005-290396號公報
    專利文獻3：日本專利特開平10-58004號公報
    專利文獻4：日本專利特開2009-185361號公報
    專利文獻5：日本專利特開2007-9322號公報
    專利文獻6：日本專利特開2005-264239號公報
    專利文獻7：日本專利特開2003-231941號公報
    專利文獻8：日本專利特開2001-89816號公報
    專利文獻9：日本專利特開2001-207220號公報
    專利文獻10：日本專利特開平10-298645號公報
    專利文獻11：日本專利特開2008-280552號公報 非專利文獻
    非專利文獻1：新日鐵技術情報第378卷(2003)p.2 發明概要

    本發明係有鑑於前述問題所作成者，其目的係提供具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性兩者的最大抗拉強度600MPa以上之高降伏比熱軋鋼板及其製造方法。
    本發明人等詳細地調查關於可穩定地得到高降伏比之包含Ti等合金碳氮化物的鋼板之HAZ軟化與低溫下之衝撃能量吸收特性的影響因子。結果，觀察得知HAZ軟化量可藉由適當之Ti量、Nb量及Mn量抑制。
    又，發明人等接著致力地檢討提升低溫下之衝撃能量吸收特性的方法，首次觀察得知鋼板之金屬組織方面，藉由減少波來鐵之面積分率，並反而極力地排除以往認為有利於提升衝撃能量吸收能的殘留沃斯田鐵、麻田散鐵，且更加使分散於鋼中之含有Ti、Nb的合金碳氮化物與母相Fe之晶格匹配性及尺寸最適化，特別是，控制合金碳氮化物之經非整合析出的粒子之粒徑，以改善析出強化鋼中作為課題之低溫下的衝撃能量吸收特性。
    一般而言，於含有Nb、Ti之析出強化鋼中，雖控制析出物，以於與母相Fe具有特定之結晶方位關係的晶格匹配性佳的狀態下存在，但，此次，調查與低溫下之衝撃能量吸收特性的關係之結果，發現對母相Fe之晶格匹配性佳的析出狀態之合金碳氮化物不易成為產生裂縫的起點與傳播的障礙，另一方面，發現即使與母相Fe為非整合狀態的合金碳氮化物之尺寸較小，低溫下之衝撃能量吸收量仍下降。並未規定合金碳氮化物之對母相的晶格匹配性影響低溫下之衝撃能量吸收量的機構，但合金碳氮化物與母相Fe之晶格匹配性差時，將產生界面剝離或成為產生孔隙的起點，有促進延性破壞與脆性破壞任一者的可能。
    發明人等致力地檢討用以實現前述組織形態之製造製程、成分範圍，結果，完成兼具耐HAZ軟化特性與低溫下之能量吸收特性，且高降伏比及彎曲性良好的最大抗拉強度600MPa以上之熱軋鋼板及鍍敷鋼板。
    換言之，本發明之要旨係如以下所述。
    (1)一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，係具有下述成分組成：以質量%計，含有：C：0.04~0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2~2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02~0.09%、Ti：0.02~0.07%、及N：0.005%以下，2.0≦Mn+8[%Ti]+12[%Nb]≦2.6，且剩餘部分具有由Fe及不可避免的不純物所構成；波來鐵之面積分率係5%以下，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積分率係0.5%以下，且剩餘部分係由肥粒鐵及變韌鐵之1種或2種的金屬組織所構成；肥粒鐵及變韌鐵之平均結晶粒徑係10μm以下；含有Ti及Nb之經非整合析出的合金碳氮化物之平均粒子徑係20nm以下；降伏比係0.85以上，最大抗拉強度係600MPa以上。
    (2)如前述(1)記載之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有V：0.01~0.12%。
    (3)如申請專利範圍第1或2項記載之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.02~2.0%之Cr、Cu、Ni、Mo的1種或2種以上。
    (4)如前述(1)~(3)中任1項記載的具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有0.0003~0.005%之B。
    (5)如前述(1)~(4)中任1項記載的具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有合計0.0003~0.01%之Ca、Mg、La、Ce的1種或2種以上。
    (6)一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鍍敷鋼板，係於前述(1)~(5)之任1項記載的高降伏比熱軋鋼板之表面施加有鍍敷或合金化鍍敷。
    (7)一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板之製造方法，係將由前述(1)~(5)之任1項記載的成分組成所構成之鋼片，進行下述步驟：加熱至1150℃以上；將經加熱之鋼片進行粗軋延，且於1000~1080℃間結束粗軋延，此時，於1150℃以下進行之粗軋延中最大的軋延間隔係45秒以下：粗軋延結束後，且歷時滿足下述式(1)之保持時間t1(秒)後，開始完工軋延；進行滿足下述式(2)的最終軋延溫度Tf之完工軋延；完工軋延後於3秒以內開始鋼片的水冷卻，接著以最低冷卻速度8℃/秒以上將鋼片冷卻至700℃以下，再於530~650℃之範圍內捲取。
    1000×([%Ti]+[%Nb])>t1………式(1)
    Tf>830+400([%Ti]+[%Nb])………式(2)
    (8)如(7)記載之高降伏比熱軋鋼板的製造方法，其中最終軋延溫度Tf係滿足下述式(3)。
    Tf>830+800([%Ti]+-[%Nb])………式(3)
    (9)一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鍍敷鋼板之製造方法，係於將以前述(7)或(8)記載的製造方法所得之熱軋鋼板酸洗後，於Ac3溫度以下進行加熱，接著，浸漬於鍍敷浴中來鍍敷該鋼板表面。
    (10)如(9)記載之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鍍敷鋼板之製造方法，其係於前述鍍敷後進行鍍敷合金化處理。
    依據本發明之熱軋鋼板，藉由前述構成，可得到最大抗拉強度600MPa以上、耐HAZ軟化特性與低溫下之能量吸收特性，且彎曲加工性優異之高降伏比熱軋鋼板。依據以往之鋼板，有低溫下之使用及移動受限、無法得到充分之接頭強度的問題，但依據本發明之熱軋鋼板，可於寒冷地區使用，且藉由高強度化可薄化零件的板厚，可期待營建機具、汽車或卡車之輕量化效果。
    又，依據本發明之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的熱軋鋼板之製造方法，可製造最大抗拉強度600MPa以上、耐HAZ軟化特性與低溫下之衝撃能量吸收特性、及彎曲加工性優異之高降伏比熱軋鋼板。
    另外，於本發明中，低溫下之衝撃能量吸收優異係指，於沙丕衝撃試驗中-40℃中的衝撃能量吸收係70J/cm2以上。又，耐HAZ軟化性優異係指，於進行選擇可得良好珠狀之熔接電流、電壓、熔接速度，且熔接入熱係10000J/cm以下的電弧熔接時，熔接熱影響部(HAZ)之最軟化部的維克氏硬度(HVHAZ)與素材之維克氏硬度(HVBM)的差△HV(=HVBM-HVHAZ)係40以下。又，彎曲性優異係指，於90°V彎曲試驗中，以試驗片之板厚作為t、以未產生破裂之有限彎曲半徑作為rlim時，rlim/t係1.0以下。圖式簡單說明
    圖1係表示Mn+8Ti+12Nb與vE-40及△HV之關係的圖表。
    圖2係表示Ti+Nb量對最終粗軋延~完工軋延開始為止之保持時間t1與vE-40的關係所造成的影響之圖表。
    圖3係表示表2所示之鋼種中本發明例及比較例之2種(A-7、B-6)的Ti+Nb之質量%與Tf(℃)的關係之圖表。用以實施發明之形態
    以下，詳細地說明本發明。
    首先，說明限定本發明之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板之鋼成分的理由。此處，關於成分之「%」係質量%之意。
    「C：0.04~0.09%」
    C量小於0.04%時，確保最大抗拉強度600MPa以上係為困難。另一方面，大於0.09%時，因粗大且經非整合析出之含有Ti及Nb的合金碳氮化物增加，低溫下之衝撃能量吸收特性變低，故限制於0.04%~0.09%的範圍內。
    「Si：0.4%以下」
    Si量大於0.4%時，有麻田散鐵或殘留沃斯田鐵殘留於鋼板組織內的情形，低溫下之韌性及衝撃能量吸收特性下降。因此，將其適當範圍設為0.4%以下。由確保彎曲成形性之觀點來看，以0.2%以下較佳。Si量之下限並未特別限定，但小於0.001%時，因製造成本增大，故0.001%係實質之下限。
    「Mn：1.2~2.0%」
    Mn係透過控制金屬組織以確保母材之強度所使用，更係有助於抑制熔接部的HAZ軟化之元素。小於1.2%時，波來鐵之面積分率增加，低溫下之衝撃能量吸收特性下降，且因HAZ軟化量變大，故熔接接頭強度將相對於母材強度大幅地下降。於含有大於2.0%時，有形成硬質之麻田散鐵的情形，因低溫下之衝撃能量吸收特性下降，故將其適當範圍設為2.0%以下。由確保彎曲成形性之觀點來看，以1.8%以下較佳。
    「P：0.1%以下」
    P係用以確保鋼之強度。然而，於含有大於0.1%時，低溫韌性下降，且因未得低溫下之衝撃能量吸收特性，故將其適當範圍設為0.1%以下。下限並未特別限定，但小於0.001%時，因製造成本增大，故0.001%係實質之下限。
    「S：0.02%以下」
    S係影響衝撃能量吸收特性之元素。於含有大於0.02%時，即使控制金屬組織之面積分率與合金碳氮化物的平均粒子徑，仍未得到低溫下之衝撃能量吸收特性，故將其適當範圍設為0.02%以下。下限並未特別限定，但小於0.0003%時，因製造成本增大，故0.0003%係實質之下限。
    「Al：1.0%以下」
    Al係用以脫氧及控制鋼板之金屬組織所使用。於大於1.0%時，因電弧熔接之熱影響部軟質化，未能得到充分之熔接接頭強度，故將其適當範圍設為1.0%以下。下限並未特別限定，但小於0.001%時，因製造成本增大，故0.001%係實質之下限。
    「Nb：0.02~0.09%」
    Nb係作為析出強化元素以調整鋼之強度，且用以控制熔接HAZ的軟化。小於0.02%時，未能發現熔接HAZ之軟化抑制效果，又大於0.09%時，因粗大且經非整合析出之含有Ti及Nb的合金碳氮化物增加，低溫下之衝撃能量吸收特性變低，故限制於0.02%~0.09%的範圍內。
    「Ti：0.02~0.07%」
    Ti係作為析出強化元素以調整鋼之強度，且用以抑制熔接HAZ的軟化。小於0.02%時，不易得到最大抗拉強度：600MPa以上。又大於0.07%時，因粗大且經非整合析出之含有Ti及Nb的合金碳氮化物增加，低溫下之衝撃能量吸收特性變低，故限制於0.02%~0.07%之範圍內。為穩定地得到降伏比0.85以上，以將0.03%設為下限為佳。
    「N：0.005%以下」
    N係透過形成氮化物而有助於鋼板之金屬組織的結晶粒徑。然而，大於0.005%時，因粗大且經非整合析出之含有Ti及Nb的合金碳氮化物增加，低溫下之衝撃能量吸收特性變低，故限制於0.005%以下之範圍內。下限並未特別限定，但小於0.0003%時，因製造成本增大，故0.0003%係實質之下限。
    「2.0≦Mn+8[%Ti]+12[%Nb]≦2.6」
    「Mn+8[%Ti]+12[%Nb]」係與低溫下之衝撃能量吸收特性及利用熔接之HAZ軟化特性相關的各元素之貢獻比例的合計。如圖1所示，針對Ti、Nb相異之11鋼種，繪圖出作為衝撃能量吸收特性的指標之vE-40與作為HAZ軟化量之指標的△HV之關係時，於本參數之值小於2.0時，未能得到充分之耐HAZ軟化特性(即，△HV>40)，且變得不易得到最大抗拉強度600MPa以上，大於2.6時，粗大且經非整合析出之含有Ti及Nb的合金碳氮化物增加，低溫下之衝撃能量吸收特性變低(即，vE-40<70J/cm2)。因此，將其適當範圍限制於2.0~2.6之範圍。
    於本發明中，鋼成分除了前述各必須元素以外，亦可更選擇性地含有如以下所示之元素。
    「V：0.01~0.12%」
    V亦可用以調整鋼之強度。然而，V之含量小於0.01%時，並無該效果，又，大於0.12%時，進行脆化，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。因此，將其適當範圍限定為0.01~0.12%。
    「合計0.02~2.0%之Cr、Cu、Ni、Mo的1種或2種以上」
    Cr、Cu、Ni、Mo亦可用以控制鋼之組織。然而，該等元素之1種或2種以上的合計含量小於0.02%時，即使添加仍無前述效果，又，大於2.0%時，沃斯田鐵殘留，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。因此，將該等元素之合計量的適當範圍限定為0.02~2.0%。
    「B：0.0003~0.005%」
    B亦可用以控制鋼板組織。然而，B量小於0.0003%時，未能顯現該效果，又，大於0.005%時，形成麻田散鐵，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。因此，將其適當範圍限制為0.0003~0.005%。
    「合計0.0003~0.01%之Ca、Mg、La、Ce的1種或2種以上」
    Ca、Mg、La、Ce亦可用以鋼之脫氧。然而，該等元素之1種或2種以上的合計量小於0.0003%時，並無該效果，又，大於0.01%時，於低溫下脆性破壞，衝撃能量吸收特性下降。因此，將其適當範圍限制為0.0003~0.01%。
    另外，前述成分之剩餘部分係Fe及不可避免的不純物，但本實施形態中之鋼成分並未特別限定其他元素，亦可適當地含有用以調整強度的各種元素。
    接著，說明本發明之熱軋鋼板的金屬組織。
    本發明之熱軋鋼板係以肥粒鐵及變韌鐵作為主相，剩餘部分亦可包含波來鐵與麻田散鐵與殘留沃斯田鐵中之任一種或二種以上。
    「波來鐵之面積分率」
    於含有Nb及Ti之析出強化鋼中，波來鐵之面積分率大於5%時，因低溫下變得容易脆性破壞，且衝撃能量吸收特性下降，故將其上限限制為5%。由確保彎曲性之觀點來看，3%以下係較佳之範圍。另外，下限並未特別限定，但對衝撃能量吸收特性來說，波來鐵之面積分率接近零較佳。
    「麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之合計面積分率」
    於含有Nb及Ti之析出強化鋼中，麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之合計面積分率大於0.5%時，因低溫下變得容易脆性破壞，且衝撃能量吸收特性下降。因此，將合計面積分率之上限限制為0.5%。另外，下限並未特別限定，但對衝撃能量吸收特性來說，麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之合計面積分率接近零較佳。
    「剩餘部分之金屬組織係肥粒鐵及變韌鐵的1種或2種」
    各別之面積分率並未特別限制，但由確保彎曲加工性之觀點來看，以包含10%以上之變韌鐵面積分率為佳。
    「肥粒鐵與變韌鐵之平均結晶粒徑」
    肥粒鐵與變韌鐵之平均結晶粒徑係與脆化具相關關係的因子。平均粒徑大於10μm時，即使控制含有Nb與Ti之合金碳氮化物的平均粒子徑，因仍有無法確保低溫下之衝撃能量吸收特性的情形，故將其上限限制為10μm。8μm以下係可確保較穩定之衝撃能量吸收特性的較佳條件。下限並未特別限定，但小於2μm時，因製造成本大幅地增加，故2μm係實質之下限。
    於本發明中，鋼板之金屬組織的觀察係依據JIS G 0551，可藉由光學顯微鏡進行。觀察面係於研磨鋼板後，以硝太蝕劑腐蝕液蝕刻。
    肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵、麻田散鐵之面積分率係藉由光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡(SEM)使用經攝影之組織照片，可藉由計點法或影像解析測定。殘留沃斯田鐵之面積分率係藉由X射線繞射法測定。
    於本發明中，變韌鐵係包含上部變韌鐵、下部變韌鐵、粒狀變韌鐵之任一者。又，波來鐵係包含波來鐵及疑似波來鐵。
    結晶粒徑可藉由利用光學顯微鏡之觀察或利用EBSD法之結晶方位解析測定。此處，「結晶粒徑」係JIS G 0551記載的平均結晶粒徑d。
    「含有Ti及Nb之經非整合析出的合金碳氮化物之平均粒子徑」
    含有Ti及Nb之合金碳氮化物的粒徑與作為母相組織之肥粒鐵或變韌鐵的晶格匹配性，係與低溫下之衝撃能量吸收特性相關的重要因子。一般而言，於析出強化鋼中，將與母相組織之晶格匹配性佳的細微合金碳氮化物作為細微粒子析出係眾所周知，為改善低溫韌性與改善衝撃能量吸收特性，控制與母相組織之晶格匹配性差的合金碳氮化物粒子係為重要。使晶格匹配性變差之經非整合析出的合金碳氮化物之平均粒子徑大於20nm時，因低溫下之衝撃能量吸收特性下降，故將其適當範圍限定為20nm以下。由得到較優異之衝撃能量吸收特性的觀點來看，10nm以下係較佳之範圍。下限並未特別限定，但由可解析析出物之結晶方位的尺寸來看，2nm係實質之下限。
    此處「經非整合析出之合金碳氮化物」係指於作為母相組織的肥粒鐵或變韌鐵中係未整合析出之狀態，且於鄰接的肥粒鐵或變韌鐵之間未具有下述之結晶方位關係(Baker-Nutting之方位關係)者。
    (100)MX//(100)Fe
    (010)MX//(011)Fe
    (001)MX//(0-11)Fe(注：-1係表示作為於1之上附有輥之記號)此處，M表示Ti、Nb，不計Ti、Nb之占有分率。又，X表示C、N，不計C、N之占有分率。於添加有V或Mo時，有於M中含有V或Mo的情形。
    另外，經非整合析出之合金碳氮化物的結晶方位解析及平均粒子徑之測定係使用穿透式電子顯微鏡(TEM)進行。首先，將鋼片試料薄膜化至可透射電子束的程度，再以TEM進行析出物及其周圍之母相Fe間的結晶方位解析，接著，測定經判定為非整合析出物之析出物中由大之徑者依序20個的平均粒子徑。此處，析出物之粒子徑係作為假定為粒子截面積與等值之圓的等值圓直徑測定。
    「降伏比係0.85以上」
    降伏比小於0.85時，有低溫下之衝撃能量吸收特性下降的情形，又彎曲加工性亦下降。因此，將降伏比之下限限制為0.85。
    另外，本發明中使用rlim/t作為彎曲加工性之評價基準。此處，t係試驗片之板厚，rlim係90°V彎曲試驗中未產生破裂的有限彎曲半徑，以rlim/t計1.0以下記為彎曲加工性優異。0.5以下係較佳之範圍。上限並未特別限定，但大於1.1時，因有彎曲加工性下降的可能性，故1.1以下係較佳之範圍。
    「最大抗拉強度：600MPa以上」
    最大抗拉強度小於600MPa時，因無助於汽車、卡車、建設機械等構件之輕量化，故於本發明中以最大抗拉強度：600MPa以上的鋼板作為前提。
    接著，詳細地說明製造方法。
    於熱軋之前，將本發明中規定之成分的鋼片加熱至1150℃以上，使存在於鋼片之合金碳氮化物為固溶狀態係為必要。加熱溫度小於1150℃時，不易得到最大抗拉強度600MPa以上的強度，又，粗大之合金碳氮化物未能充分地熔解，結果，因殘留粗大之合金碳氮化物，故低溫下之衝撃能量吸收特性下降。因此，將鋼片之加熱溫度限定為1150℃以上。上限並未特別限定，但大於1300℃時，因效果飽和，故其係實質之上限。
    將經前述加熱之鋼片粗軋延作為粗輥。該粗軋延需於1000℃~1080℃之間結束。結束溫度小於1000℃時，沃斯田鐵中析出粗大之合金碳氮化物，低溫下之衝撃能量吸收特性下降，另一方面，1080℃以上時，沃斯田鐵結晶粒粗大化，於完工軋延、冷卻、捲取後之變態後組織中，未能得到肥粒鐵及變韌鐵之10μm以下的平均結晶粒徑，低溫韌性劣化，衝撃能量吸收特性下降。又，於1150℃以下進行粗軋延中，各軋縮道次間之保持時間係對非整合之合金碳氮化物的平均粒子徑造成影響之重要參數。本發明之方法中，粗軋延係進行通常3~10次左右的軋縮，以進行5~10次之軋縮較佳，但於1150℃以下進行的各軋延間之最大保持時間t0為45秒以上時，合金碳氮化物將粗大化至對衝撃能量吸收特性造成影響的程度。因此，將各軋縮道次間之保持時間限制為45秒以內。以30秒以內較佳。
    接著，將粗輥進行完工軋延作為軋延材。
    自粗軋延結束後至完工軋延開始為止之時間(t1)係對合金碳氮化物之平均粒子徑與變態後的肥粒鐵及變韌鐵之結晶粒徑造成影響的重要參數。如圖2所示，Ti與Nb之合計量越多，因衝撃能量吸收特性(vE-40)自良好(OK)移動至不良(NG)之保持時間t1(圖中箭頭)增加。自良好(OK)移動至不良(NG)之保持時間t1(秒)大致對應於1000×([%Ti]+[%Nb])。如此，自粗軋延結束後至完工軋延開始為止之保持時間t1(秒)為1000×([%Ti]+[%Nb])秒以上時，於沃斯田鐵中析出粗大之合金碳氮化物，沃斯田鐵結晶粒粗大化，於完工軋延、冷卻、捲取後之變態後組織中無法得到肥粒鐵及變韌鐵為10μm以下的平均結晶粒徑，低溫韌性劣化，且衝撃能量吸收特性下降。700×([%Ti]+[%Nb])>t1秒係較佳之範圍。藉此，將保持時間t1(秒)規定於下述式(1)。
    1000×([%Ti]+[%Nb])>t1………式(1)
    又，於熱完工軋延中，因最終軋延溫度Tf將對合金碳氮化物之平均粒子徑與變態後之肥粒鐵及變韌鐵的結晶粒徑造成影響，故於本發明中係重要之條件，對應於Ti及Nb含量變化。
    最終軋延溫度Tf為830+400×([%Ti]+[%Nb])以下時，可知無相對於母相之晶格匹配性的粗大之合金碳氮化物析出，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。因此，設定為使最終軋延溫度Tf滿足以下之式(2)。
    Tf>830+400([%Ti]+[%Nb])………式(2)
    該關係式(2)係由後述之表2的鋼種與最終軋延溫度Tf之關係求得。圖3係表示表2所示之鋼種中本發明例及比較例之2種(A-7、B-6)的Ti+Nb之質量%與Tf(℃)的關係。此處，可知以「a([%Ti]+[%Nb])」部分之係數a為400時，即，式(2)以-40℃下之衝撃吸收能量vE-40為70J/cm2以上作為界線。
    係數a為800的情形，即，Tf>830+800([%Ti]+[%Nb])………式(3)時，相較於係數a為400的情形，自-40℃下之衝撃吸收能量vE-40為70J/cm2以上的界線稍微偏離。但，係數a為400~800之領域中，因至完工軋延開始為止之等待時間變長，開始析出合金碳氮化物的可能性變高，故以依據係數a為800之式(3)控制Tf為佳。
    最終軋延溫度Tf之上限並未特別限定，但肥粒鐵及變韌鐵之結晶粒徑有變粗大的傾向，故以970℃以下較佳。
    最終軋延後立刻進行軋延材之水冷卻。自最終軋延結束至空氣冷卻開始為止之時間係透過γ之粒徑與合金碳氮化物的平均粒子徑，對低溫下之母材韌性及衝撃能量吸收特性造成影響。最終軋延後之空氣冷卻時間大於3秒時，因有衝撃能量吸收特性下降的傾向，故於3秒以內開始水冷卻。下限並未特別限定，但一般之設備來說，實質係0.2秒以上。
    最終軋延後之空氣冷卻，緊接著冷卻軋延材作成熱軋鋼板。該冷卻係控制金屬組織的重要步驟。以最低冷卻速度8℃/秒以上進行冷卻至700℃以下。
    冷卻之停止溫度大於700℃時，於粒界上容易析出粗大之合金碳氮化物，又，容易形成波來鐵，並且，肥粒鐵之結晶粒徑變大，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。另一方面，於至700℃之最低冷卻速度小於8℃/秒時，容易於粒界上析出粗大之合金碳氮化物，又，容易形成波來鐵，並且，肥粒鐵之結晶粒徑變大，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。
    此處，最低冷卻速度8℃/秒以上係指自空氣冷卻結束溫度至700℃之溫度間的冷卻速度經常不低於8℃/秒之意。因此，係指例如，於該溫度區間內不進行空氣冷卻之意。如此，本發明中，係如以往地，於利用水冷卻之冷卻過程途中不進行空氣冷卻。
    冷卻停止溫度以680℃以下較佳，又，最低冷卻速度以15℃/秒以上較佳。最低冷卻速度之上限並未特別限定，但大於80℃/秒時，不易於熱軋捲料內均一地冷卻，捲料內之強度變動變大。因此，以80℃/秒以下為佳。
    接著，捲取經冷卻之熱軋鋼板。捲取溫度係530~650℃。捲取溫度小於530℃時，有形成麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的情形，低溫下之韌性下降與衝撃能量吸收特性下降變得顯著。又，大於650℃時，波來鐵之面積分率變多，低溫下之韌性下降與衝撃能量吸收特性下降變得顯著。
    亦可將如此所得之熱軋鋼板再加熱(退火)。此時，再加熱之溫度大於Ac3溫度時，析出粗大之合金碳氮化物，低溫下之衝撃能量吸收特性下降。因此，將再加熱溫度之適當範圍限制為Ac3溫度以下。加熱方法並未特別指定，可以爐加熱、感應加熱、通電加熱、高頻加熱等方法進行。
    加熱時間並未特別限定，但於550℃以上之加熱保持時間大於30分鐘時，為得到590MPa以上之抗拉強度，最高加熱溫度以700℃以下為佳。
    另外，再加熱(退火)亦可於捲取熱軋鋼板後，溫度回復至室溫之前進行。
    表皮道次軋延或校平軋延因有助於矯正形狀、改善時效性、疲勞特性，故亦可於酸洗後或酸洗前進行。於進行表皮道次軋延時，軋縮率之上限以3%為佳。因大於3%時，將損及鋼板的成形性之故。又，酸洗亦可視目的進行。
    接著，說明本發明之熔融鍍鋅鋼板及其製造方法。
    本發明之熔融鍍鋅鋼板係於前述之本發明的熱軋鋼板之表面設有鍍敷層或合金化鍍敷層的鋼板。
    將藉由前述方法所得之熱軋鋼板酸洗後，使用連續鍍鋅設備或連續退火鍍鋅設備，加熱鋼板，施行熔融鍍敷，於熱軋鋼板之表面形成鍍敷層。
    鋼板之加熱溫度大於Ac3溫度時，因產生鋼板之抗拉強度下降與低溫下之衝撃能量吸收特性下降，故將加熱溫度的適當範圍限制為Ac3溫度以下。因加熱溫度越接近Ac3，抗拉強度將急遽地下降，材質差異變大，故Ac3-30℃以下係較佳之加熱溫度範圍。
    此外，於施行熔融鍍敷後，進行鍍鋅合金化處理，亦可作為合金化熔融鍍鋅層。
    另外，鍍敷種類不僅限定為鍍鋅，只要加熱溫度之上限為Ac3溫度，亦可為其他鍍敷種類。
    又，於本發明中熱軋之前的製造方法並未特別限定。換言之，於利用豎爐、轉爐、電爐等熔製後，接著以各種之2次精煉進行成分調整以成為目的之成分含量。接著，除了通常之連續鑄造、利用鑄錠法之鑄造以外，亦可以薄扁鋼胚鑄造等方法鑄造。原料亦可使用廢料。於利用連續鑄造得到扁鋼胚時，亦可直接將高溫鑄片送至熱軋機，亦可於冷卻至室溫後於加熱爐再加熱後進行熱軋。 [實施例]
    以下，利用實施例更加說明本發明。
    藉由以下之方法製造具有表1所示的化學成分之A~AC的鋼。首先，藉由鑄造製作鋼片後，以表2-1及表2-2所示之熱軋條件及退火鍍敷條件將鋼片再加熱、粗軋延作為粗輥。接著，將粗輥完工軋延作為4mm板厚之軋延材後冷卻，再捲取作為熱軋鋼板。

    表1中之化學組成的表示係質量%。又，表1中，Ac3(℃)係藉由以下之式所算出的值。
    Ac3=910-210[%C]+45[%Si]-30[%Mn]+700[%P]+40[%Al]+400[%Ti]+32[%Mo]-11[%Cr]-20[%Cu]-15[%Ni]
    式中，%C、% Si、% Mn、% P、% Al、% Ti、% Mo、% Cr、%Cu、% Ni係分別表示C、Si、Mn、P、Al、Ti、Mo、Cr、Cu及Ni之鋼中的含量。
    表1中之鋼的化學組成係對應於其鋼No.之英文字母大寫相同的表2中之鋼No.的鋼之化學組成。
    表2中之「SRT」係顯示扁鋼胚加熱溫度(℃)。「RFT」係顯示粗軋延結束溫度(℃)。「t0」係顯示於1150℃以下進行之各粗軋延間的最大保持時間(秒)。「t1」係顯示自粗軋延結束至完工軋延開始為止之時間(秒)。「Tf」係顯示最終完工軋延溫度(℃)。「t2」係顯示最終完工軋延後的空氣冷卻時間(秒)。「CRmin」係顯示自空氣冷卻後至SCT間之最低冷卻速度(℃/秒)。「SCT」係顯示水冷卻停止溫度(℃)。「CT」係顯示捲取溫度(℃)。
    鋼A-12~14、C-2係熔融鍍鋅鋼板，係於酸洗熱軋鋼板後，於連續退火鍍鋅生產線上，以表2所示之退火溫度退火，接著進行鍍鋅地製造。
    另外，以450℃作為鍍鋅浸漬溫度，又經進行鍍鋅合金化處理者係以500℃作為合金化溫度地進行。
    首先，進行經製作之鋼板的金屬組織、合金碳氮化物之觀察。
    如前述，鋼板之金屬組織的觀察，係依據JIS G 0551，藉由光學顯微鏡對L截面進行。又，各組織的面積分率係使用組織照片，於L截面之1/4t厚度(板厚為t時自鋼板表面1/4t之位置)的領域中，藉由計點法或影像解析測定。肥粒鐵及變韌鐵之結晶粒徑的測定係依據JISG0552，算出標稱粒徑之值。
    含有Ti及Nb之經非整合析出的合金碳氮化物之結晶方位解析及平均粒子徑的測定，係藉由將鋼片試料薄膜化至可透射電子束的程度，並使用穿透式電子顯微鏡(TEM)，觀察20個以上之合金碳氮化物地進行。
    接著，以電弧熔接製作搭接接頭，以測定熔接熱影響部(HAZ)之軟化量。熔接之環境氣體係以CO2：100%進行，入熱量係於5000~8000J/cm之範圍進行。熔接後進行截面之研磨，進行母材、及熔接熱影響部(HAZ)的維克氏硬度試驗，指出係0以下。於表3顯示以上之測定結果。另外，表3中之「F」係肥粒鐵、「B」係變韌鐵、「A」係殘留沃斯田鐵、「M」係麻田散鐵、「P」係波來鐵，「d(F,B)」係肥鐵及變韌鐵之平均結晶粒徑(μm)、「dMCN」係經非整合析出之合金碳氮化物的平均粒子徑(nm)、「△HV」係表示將熔接熱影響部之最軟化部的維克氏硬度作為HVHAZ、將素材之維克氏硬度作為HVBM時，HVBM與HVHAZ的差。

    接著，評價鋼板之強度特性、低溫下之衝撃能量吸收特性與彎曲性。
    鋼板之強度特性係藉由以下之方法評價。首先，將供試材加工成JIS Z 2201記載的5號試驗片。之後，依據JIS Z 2241記載之方法對該5號試驗片進行抗拉試驗，求出抗拉最高強度(TS)、降伏強度(YS)、及延伸(EI)。
    低溫下之衝撃能量吸收特性係藉由沙丕衝撃試驗評價。依據JIS2202製作板厚3mm之2mmV凹口試驗片，將試驗片冷卻至-40℃後，進行沙丕衝撃試驗，計測該衝撃能量吸收值(J/cm2)。
    彎曲試驗係藉由JISZ224之V槽塊(V block)法(彎曲角度：90°)進行，以試驗片之板厚作為t，計測未產生破裂的有限彎曲半徑rlim。
    於表3顯示以上之測定結果。另外，如前述，表3中之「vE-40」係沙丕衝撃吸收值(J/cm2)，「rlim/t」係有限彎曲半徑rlim除以板厚的值。將rlim/t為0.5以下者作為◎、大於0.5、1.0以下之範圍內者作為○、大於1.0者作為×。
    鋼A-2係扁鋼胚加熱溫度於適當範圍外，故抗拉強度小於600MPa，又低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼A-3~4、鋼B-3~4係粗軋延結束溫度於適當範圍外，故低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼A-6、鋼B-3係自粗軋延結束至完工軋延開始為止之時間於適當範圍外，故低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼A-7~8、鋼A-10、鋼B-6~8係完工軋延之條件及完工軋延後的冷卻條件於適當範圍外，故低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼A-11、鋼B-10係完工軋延後之水冷卻停止溫度及熱軋鋼板的捲取溫度於適當範圍外，故低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼A-12、鋼B-11係熱軋鋼板之捲取溫度於適當範圍外，故抗拉強度小於600MPa，低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼A-15係退火溫度為Ac3溫度以上，故低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼F-1、Q-1、S-1、AB-1、AC-1係Mn量、Ti量、Nb量之值於適當範圍外，故HAZ軟化量大的比較例。其中，鋼F-1、Q-1、AC-1之抗拉強度小於600MPa。
    鋼G-1係C量於適當範圍外，故強度小於600MPa，且HAZ軟化量大的比較例。
    鋼H-1、I-1、K-1、AB-1係C量、Si量、Mn量於適當範圍外，故存在麻田散鐵或殘留沃斯田鐵，低溫下之衝撃能量吸收特性低，且彎曲性亦差的比較例。
    鋼J-1係Mn量於適當範圍外，故存在波來鐵，低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼M-1、O-1係S量及P量過大，故低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼E-1、R-1、T-1、U-1係Ti量、Nb量、N量於適當範圍外，故存在粗大之合金碳氮化物，低溫下之衝撃能量吸收特性低的比較例。
    鋼P-1係Al量過大，故HAZ經軟質化之比較例。
    相對於此，任一本發明例之降伏比為0.85以上、最大抗拉強度為600MPa以上，且，顯示具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的特性。
    圖1係表示Mn+8Ti+12Nb與vE-40及△HV之關係的圖表。
    圖2係表示Ti+Nb量對最終粗軋延~完工軋延開始為止之保持時間t1與vE-40的關係所造成的影響之圖表。
    圖3係表示表2所示之鋼種中本發明例及比較例之2種(A-7、B-6)的Ti+Nb之質量%與Tf(℃)的關係之圖表。
    权利要求:
    Claims (10)
    [1] 一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其特徵在於具有下述成分組成：以質量%計，含有：C：0.04~0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2~2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02~0.09%、Ti：0.02~0.07%、及N：0.005%以下，2.0≦Mn+8[%Ti]+12[%Nb]≦2.6，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；波來鐵之面積分率係5%以下，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積分率係0.5%以下，且剩餘部分係由肥粒鐵及變韌鐵之1種或2種的金屬組織所構成；肥粒鐵及變韌鐵之平均結晶粒徑係10μm以下；含有Ti及Nb之經非整合析出的合金碳氮化物之平均粒子徑係20nm以下；降伏比係0.85以上；最大抗拉強度係600MPa以上。
    [2] 如申請專利範圍第1項之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有V：0.01~0.12%。
    [3] 如申請專利範圍第1或2項之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.02~2.0%之Cr、Cu、Ni、Mo的1種或2種以上。
    [4] 如申請專利範圍第1至3項中任1項的具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有0.0003~0.005%之B。
    [5] 如申請專利範圍第1至4項中任1項的具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板，其以質量%計，更含有合計為0.0003~0.01%之Ca、Mg、La、Ce的1種或2種以上。
    [6] 一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鍍敷鋼板，其特徵在於，其係於申請專利範圍第1至5項中任1項的高降伏比熱軋鋼板之表面施加有鍍敷或合金化鍍敷。
    [7] 一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於，其係將由申請專利範圍第1至5項中任1項的成分組成所構成之鋼片，進行下述步驟：加熱至1150℃以上；將經加熱之鋼片進行粗軋延，且於1000~1080℃間結束粗軋延，此時，於1150℃以下進行之粗軋延中最大的軋延間隔係45秒以下；粗軋延結束後，且歷時滿足下述式(1)之保持時間t1(秒)後，開始完工軋延；進行滿足下述式(2)的最終軋延溫度Tf之完工軋延；完工軋延後於3秒以內開始鋼片的水冷卻，接著以最低冷卻速度8℃/秒以上將鋼片冷卻至700℃以下，再於530~650℃之範圍內捲取；1000×([%Ti]+[%Nb])>t1………式(1)，Tf>830+400([%Ti]+[%Nb])………式(2)。
    [8] 如申請專利範圍第7項之高降伏比熱軋鋼板之製造方法，其中最終軋延溫度Tf係滿足下述式(3)：Tf>830+800([%Ti]+[%Nb])………式(3)。
    [9] 一種具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鍍敷鋼板之製造方法，其特徵在於，其係於將以申請專利範圍第7或8項的製造方法所得之熱軋鋼板酸洗後，於Ac3溫度以下進行加熱，接著，浸漬於鍍敷浴中來鍍敷該鋼板表面。
    [10] 如申請專利範圍第9項之具優異低溫下之衝撃能量吸收特性及耐HAZ軟化特性的高降伏比熱軋鋼板之製造方法，其係於前述鍍敷後更進行鍍敷合金化處理。
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    法律状态:
    2021-06-21| MM4A| Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees|
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    JP2011173760||2011-08-09||
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