JP2015117406A - 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 質量%で、C:0.10〜0.70%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.1〜3.0%、P:0.001〜0.025%、S:0.0001〜0.010%、Al:0.001〜0.10%、N:0.001〜0.010%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板表層から板厚方向200μmまでの領域において、(110)面が鋼板表面に対して±5°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が2.5以上であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延焼鈍鋼板。
【選択図】 図1
Description
以上、平均粒径0.4〜1.0μmの炭化物がフェライトマトリックスに分散した組織に
調整し、切欠き引張伸びElVを20%以上とし、更にD値[=(3×ElV2+18×ElV)/TS、TS:引張強さ]を3以上にすることで金型寿命を改善する発明が開示されているものの、内部の組織形態の制御による打ち抜き端面性状の改善に関するものであり、打ち抜きダレを改善できる技術ではない。
C:0.10〜0.70%、
Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.1〜3.0%、
P:0.001〜0.025%、
S:0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%、
N:0.001〜0.010%、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなる鋼板であり、
鋼板表層から板厚方向200μmまでの領域において、(110)面が鋼板表面に対して±5°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が2.5以上であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。
Ti:0.01〜0.20%、
Cr:0.01〜1.50%、
Mo:0.01〜0.50%、
B:0.0001〜0.010%、
Nb:0.001〜0.10%、
V:0.001〜0.2%、
Cu:0.001〜0.4%
W:0.001〜0.5%、
Ta:0.001〜0.5%、
Ni:0.001〜0.5%、
Mg:0.001〜0.03%、
Ca:0.001〜0.03%、
Y:0.001〜0.03%、
Zr:0.001〜0.03%、
La:0.001〜0.03%
Ce:0.001〜0.030%
の内の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)に記載の打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。
フェライト粒径が10μm以上50μm以下であり、
セメンタイト粒子径が0.1μm以上2.0μm以下であり、
セメンタイトの球状化率が85%以上である組織を有し、
ビッカース硬さが100HV以上160HV以下であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。
Cは、圧延における転位の増殖を促す強力な元素である。圧延中に変態したフェライトの転位の増殖及び蓄積により(110)方位に集積するため、0.10%以上の添加が望ましい。0.10%未満では、熱延での転位の増殖が抑えられるため集積度が低下する。このため、下限を0.10%とする。一方、0.70%を超えると、熱延においてフェライトが変態しがたくなり、(110)方位への集積が得られないため上限を0.70%とする。より好ましくは0.15〜0.65%である。
Siは、脱酸剤として作用し、また、熱延中におけるフェライト変態を促進させる元素である。0.01%未満では、添加効果が得られないので、下限を0.01%とする。一方、1.0%を超えると、延性が低下するため、熱延中に耳割れが発生し、歩留まりの低下及びコスト増加を招く。このため、上限を1.0%とする。より好ましくは0.05〜0.8%であり、さらに好ましくは0.08〜0.35%である。
Mnは、圧延における転位の蓄積を促す元素である。圧延中に変態したフェライトの転位の増殖及び蓄積により(110)方位に集積するため、0.10%以上の添加が望ましい。0.10%未満では、熱延での転位の蓄積が抑えられるため集積度が低下する。このため、下限を0.10%とする。一方、3.0%を超えると、熱延中にフェライトが変態しがたくなり、(110)方位への集積が得られないため上限を3.0%とする。より好ましくは0.3〜2.5%、さらに好ましくは0.5〜1.5%である。
Pは、圧延における転位の増殖を促す元素である。0.001%未満では、添加効果が得られないので、下限を0.001%とする。一方、0.025%を超えると、延性が低下するため、熱延中に耳割れが発生し、歩留まりの低下及びコスト増加を招く。このため上限を0.025%とする。より好ましくは0.002〜0.02%である。
Sは、MnSなどの非金属介在物を形成し、打抜き端面の性状を悪化させるため、上限を0.010%とする。しかし、Sを0.0001%未満に低減することは、精錬コストの大幅な上昇を招くため、下限を0.0001%とする。より好ましくは0.0003%〜0.007%である。
Alは、脱酸剤として作用し、また、熱延中におけるフェライト変態を促進させる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を0.001%とする。一方、0.10%を超えると添加効果は飽和し、鋼板の延性を低下させ、熱延コイルの耳割れ及び巻ほどしにおける脆化割れを引き起こす。このため、上限を0.10%とする。より好ましくは0.01%〜0.08%であり、さらに好ましくは0.015〜0.04%である。
Nは、熱延中の転位の増殖に有効に働く元素である。0.001%未満では添加効果が充分に得られないため、下限を0.001%とする。一方、過剰な含有により鋼板の延性低下を招くため、上限を0.010%とする。より好ましくは0.002%〜0.008%である。
Tiは熱延中のオーステナイト粒の微細化に有効な添加元素である。オーステナイト粒の微細化によりフェライト変態が促進され、(110)への方位集積が促進するため、0.01%以上の添加が望ましい。0.01%未満では効果が得られないため、下限を0.01%とする。一方、過剰な添加では鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.2%とする。より好ましくは0.015%〜0.1%である。
Crは、熱延中におけるフェライト変態を促進し、部品熱処理時の焼入れ性を改善する添加元素である。0.01%未満では大きな添加の効果が得られないため、下限を0.01%とする。一方、1.50%を超える添加では、鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を1.50%とする。より好ましくは0.05%〜1.10%である。
Moは、熱延中におけるフェライト変態を促進し、部品熱処理時の焼入れ性を改善する添加元素である。0.01%未満では大きな添加の効果が得られないため、下限を0.01%とする。一方、0.50%を超える添加では、鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.50%とする。より好ましくは0.05%〜0.30%である。
Bは、熱延中のオーステナイト粒を微細化させ、部品熱処理時の焼入れ性を改善する添加元素である。0.0001%未満では、添加効果がないので、下限を0.0001%とする。0.010%を超えると、鋼板の延性低下を招き、熱延鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.010%とする。より好ましくは0.0005%〜0.005%である。
Nbは、窒化物を形成し、鋼材の強度増加に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには0.001%以上を含有させることが好ましい。しかし、0.10%を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.10%とする。より好ましくは0.01%〜0.08%である。
Vも、Nbと同様に、窒化物を形成し、鋼材の強度増加に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには0.001%以上を含有させることが好ましい。0.2%を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.2%とする。 より好ましくは0.01%〜0.15%である。
Cuは、微細な析出物の形成により鋼材の強度を増加させる元素である。強度増加の効果を有効に発揮するためには0.001%以上の含有が好ましい。強度増加には含有量は多いほど望ましいが、0.4%を超える含有では、鋼板の熱間脆化を招き、熱延中の板破断を引き越すため、上限を0.4%とする。より好ましくは0.01%〜0.35%である。
Wは、部品熱処理時の焼入れ性の向上に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには0.001%以上を含有させることが好ましい。0.5%を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.5%とする。より好ましくは0.01%〜0.4%である。
Taは、窒化物を形成し、鋼板の強度を増加させるとともに、焼入れ性も向上させる元素である。その効果を有効に発揮させるためには0.001%以上を含有させることが好ましい。0.5%を超えると、延性の低下を招き、鋼帯の耳割れを引き起こすため、上限を0.5%とする。より好ましくは0.01%〜0.4%である。
Niは、部品の靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素である。その効果を有効に発揮させるためには0.001%以上を含有させることが好ましい。しかし、Niは高価な合金元素であるため、多量の添加によりコスト増加を招く。このため、上限を0.5%とする。より好ましくは0.01%〜0.4%である。
Mgは微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。0.001%未満ではその効果は得られないため下限を0.001%以上とする。一方、過剰の含有では粗大なMg−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を0.03%とする。より好ましくは0.001〜0.015%である。
Caは、Mgと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。0.001%未満ではその効果は得られないため下限を0.001%以上とする。一方、過剰の含有では粗大なCa−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を0.03%とする。より好ましくは0.001〜0.015%である。
Yは、Mg、Caと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。0.001%未満ではその効果は得られないため下限を0.001%以上とする。また、過剰の含有では粗大なY−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を0.03%とする。より好ましくは0.001〜0.015%である。
Zrは、Mg、Ca、Yと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有できる。0.001%未満ではその効果は得られないため下限を0.001%以上とする。また過剰の含有では粗大なZr−酸化物などを形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を0.03%とする。より好ましくは0.001〜0.015%である。
Laは、Mg、Ca、Y、Zrと同じように微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加できる。0.001%未満ではその効果は得られないため下限を0.001%以上とする。またLaは酸化物を形成しやすく、それらの化合物は成形時に割れの起点となり、成形性の低下を招くため、上限を0.03%とする。
Ceは、Mg、Ca、Y、Zr、Laと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加できる。0.001%未満ではその効果は得られないため下限を0.001%以上とする。また過剰の含有では粗大なCe−酸化物を形成し、打ち抜き端面の性状の低下を招くため、上限を0.030%とする。より好ましくは0.001〜0.015%である。
所定の成分を有するスラブを連続鋳造後、そのまま、または一旦冷却後に加熱し、熱間で圧延する際に、粗圧延終了後、仕上げ圧延開始前に粗バーを加熱して、仕上げ圧延を開始し、600℃以上、Ae3―20℃未満の温度域にて仕上げ熱延を終了し、得られた鋼帯を400℃以上、650℃未満の温度範囲で巻き取る。
Ae3(℃)=910−203×(√%C)−15.2×(%Ni)+44.7×(%Si)+104×(%V)+31.5×(%Mo)+13.1×(%W) ・・・ (1)
(フェライト+セメンタイト域における焼鈍条件)
前述の熱延コイルを、680℃以上720℃以下で3hr以上60hr保持後に室温まで冷却する箱焼鈍を施す。
前述の熱延コイルを、680℃以上720℃以下で3hr以上60hr保持する1段目の焼鈍を施した後に、更に730℃以上790℃以下で1hr以上12hr以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後650℃までの冷却速度を20℃/hr以下とし、室温まで冷却する焼鈍を施すことが好ましい。1段目の焼鈍において、セメンタイトにMn等の合金元素を濃化させ、熱的安定性を高める。続く2段目の高温焼鈍において、オーステナイトを生成させ、合金元素の濃化していないセメンタイトをオーステナイト中に溶かし、その後に徐冷を施すことで、未溶解のセメンタイトへオーステナイト中のCを吸着させることにより、セメンタイトの球状化率を高めることができるからである。
表3−1、表3−2に製造条件及び製造した焼鈍サンプルの打ち抜き性の評価結果を示す。
比較例29−Aは、粗バー非加熱により表層が混粒となったため、(110)への方位集積度が2.5未満であって、打ち抜きダレの量が高く、打ち抜き端面性状が劣っていた。
以上のように、製造条件が適切でなければ、品質の良い鋼板を製造することが困難となる。
表4に焼鈍条件及び製造した焼鈍サンプルの打ち抜き性の評価結果を示す。
比較例23−Dは、冷却速度が速すぎて、針状セメンタイトに起因して打抜き端面性状が低下し、高硬度のため金型が損傷した
比較例26−Dは、2段目の焼鈍時間が短く、コイル長手方向で材質バラツキが発生した。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.10〜0.70%、
Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.1〜3.0%、
P:0.001〜0.025%、
S:0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%、
N:0.001〜0.010%、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなる鋼板であり、
鋼板表層から板厚方向200μmまでの領域において、(110)面が鋼板表面に対して±5°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が2.5以上であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。 - 前記鋼板が、添加元素として質量%で、さらに、
Ti:0.01〜0.20%、
Cr:0.01〜1.50%、
Mo:0.01〜0.50%、
B:0.0001〜0.010%、
Nb:0.001〜0.10%、
V:0.001〜0.2%、
Cu:0.001〜0.4%
W:0.001〜0.5%、
Ta:0.001〜0.5%、
Ni:0.001〜0.5%、
Mg:0.001〜0.03%、
Ca:0.001〜0.03%、
Y:0.001〜0.03%、
Zr:0.001〜0.03%、
La:0.001〜0.03%
Ce:0.001〜0.030%
の内の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。 - 前記請求項1または2に記載の鋼板は、
フェライト粒径が10μm以上50μm以下であり、
セメンタイト粒子径が0.1μm以上2.0μm以下であり、
セメンタイトの球状化率が85%以上である組織を有し、
ビッカース硬さが100HV以上160HV以下
であることを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板。 - 前記請求項1または2に記載の成分の連続鋳造鋳片を直接、または一旦冷却後、加熱し熱間圧延する際に、粗熱延終了後粗バーを加熱して20〜150℃昇温させ、600℃以上Ae3−20℃未満の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上650℃未満で捲取った熱延鋼板をそのまま、あるいは酸洗し、箱焼鈍して製造することを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 前記請求項4に記載の箱焼鈍として680℃以上720℃以下の焼鈍温度で3hr以上60hr以下の焼鈍時間の焼鈍を施すことを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 前記請求項4に記載の箱焼鈍として680℃以上720℃以下の焼鈍温度で3hr以上60hr以下の焼鈍時間の1段目の焼鈍を施した後に、730℃以上790℃以下の焼鈍温度で1hr以上12hr以下の焼鈍時間の2段目の焼鈍を施し、650℃まで1℃/hr以上20℃/hr以下の冷却速度にて冷却し、その後室温まで冷却するステップ型の焼鈍を施すことを特徴とする打ち抜き性に優れる中・高炭素熱延鋼板の製造方法。
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