JP2015147964A - 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
まず、本発明の冷延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す%は、特に断らない限り質量%を意味するものとする。
Cは、Tiと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。また、さらにVやNbを添加した場合、あるいは更にMo、W、Zr、Hfを添加した場合、これら元素とも結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわち、Cは微細な炭化物を形成してフェライト組織を強化させる元素である。所望の強度を得るには、Cは0.02%以上を含有させる必要がある。好ましくは、C含有量は0.03%以上とする。一方、炭化物形成に関与しなかったCはセメンタイトとして析出し、伸びフランジ性を低下させる。すなわち、過剰のCは伸びフランジ性を低減させることとなるため、C含有量は0.06%以下とする。好ましくは、C含有量は0.05%以下とする。
0.8≦(C/12)/{(Ti/48)+(V/51)+(Nb/93)+(Mo/96)+(W/184)+(Hf/176)+(Zr/91)}≦1.2・・・(1)
ここで、式(1)中の各元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表す。
Siは、延性(伸び)の低下をもたらすことなく鋼板の強度を大きくする元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしSiは鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト(Fe2SiO4)を形成し、赤スケールを発生させやすい。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため、バーリング加工時の応力集中の起点となり、伸びフランジ性を低下させるが、本発明では、Si含有量は0.6%までは許容できる。このため、Si含有量は0.6%以下とする必要がある。より好ましくは、Si含有量は0.3%以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Mnはフェライト変態を遅延させる元素である。本発明では、フェライト変態を高温で短時間に完了させ、炭化物のサイズを個々のフェライト粒で安定させる。このため、Mn含有量は0.6%以下に制限する必要がある。より好ましくは、Mn含有量は0.5%未満であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Pは粒界に偏析して伸びフランジ性を劣化させる。そのためPは極力低減することが好ましく、P含有量は0.05%以下とする必要がある。より好ましくは、P含有量は0.04%以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は加工時に割れの起点となるため加工性を低下させる。したがって、本発明では、S含有量は極力低減することが好ましく、S含有量は0.01%以下とする必要がある。好ましくは、S含有量は0.008%以下であり、不純物レベルまで低減してもよい。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Alは0.02%以上含有することが望ましい。一方で、Alは酸化物等の介在物を形成し、加工時にボイドの起点となるため加工性を低下させる。本発明では、Al含有量は0.08%までは許容できるため、Al含有量の上限を0.08%とする。好ましくは、Al含有量は0.06%以下である。
Nは製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合しTiNを形成する。このTiNは粗大に析出するため強化に寄与せず、打抜加工時やバーリング加工時にボイド生成の起点となるため加工性に悪影響をもたらす。このようなことから、Nは極力低減させることが望ましいが、0.0080%までは許容できるため、本発明でのN含有量の上限を0.0080%とする。好ましくは、N含有量は0.0060%以下である。
Tiは、Cと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。特に本発明では固溶強化元素であるMnを低減しているため、所望の鋼板強度を得るにはTiを含有させ、Tiを含む炭化物を多量に分散させる必要がある。Ti含有量が0.06%を下回ると、所望の鋼板強度、すなわち440MPa以上の引張強さが得られなくなる。このため、Ti含有量の下限を0.06%とする。好ましくは、Ti含有量は0.07%以上とする。一方、Ti含有量が0.29%を超えると、鋼板を製造する際、鋼素材であるスラブ中に存在する粗大なTi炭化物を、熱間圧延前のスラブ加熱の際に溶解することができなくなり、高強度化の効果が飽和する。さらに、粗大なTi炭化物は打抜加工時およびバーリング加工時にボイドの起点となり、伸びフランジ性が低下する。このため、Ti含有量の上限を0.29%とする。好ましくは、Ti含有量は0.22%以下とする。すなわち、Ti含有量は0.06%以上0.29%以下とする必要がある。好ましくは、Ti含有量は0.07%以上0.22%以下とする。特に冷延鋼板の引張強さを590MPa以上とする場合には、Ti含有量は0.10%以上0.22%以下とすることが好ましい。
VおよびNbは、Tiと同様、Cと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。さらなる強化にはVおよびNbはそれぞれ0.01%以上添加する必要がある。一方でVは炭化物を粗大化させやすく、0.1%を超えて含有しても、強化に対する効果が飽和し、もしくは含有量の増量につれ強度が低下する。このため、Vを添加する場合は、V含有量の上限を0.1%とする。好ましいV含有量の上限は0.08%である。また、Nbは再結晶時にsolute drag効果により粒界移動を阻害させ、加工フェライト粒を残存させやすい。加工フェライト粒は、鋼板の加工性に悪影響を与える。しかし、Nb含有量が0.05%以下であればこのような加工性への悪影響は顕在化しないため、Nb含有量の上限を0.05%とする。望ましいNb含有量の上限は0.04%である。
Ca、Mg、REM(REM:スカンジウム(Sc)、イットリウム(Y)および原子番号57から71までのランタノイド元素)は介在物の形態を制御し、介在物から発生するボイド発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得るにはCa、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001%以上添加する必要がある。一方で、これら元素の合計の含有量が0.2%を超えても上記効果が飽和する。このため、Ca、Mg、REMの1種または2種以上の合計量の上限を0.2%とした。好ましい範囲はCa、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0005%以上0.1%以下である。
CrおよびNi、Mo、W、Hf、Zr、Coは微量添加で鋼板強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板強度を上昇させるには、Cr、Ni、Mo、W、Hf、Zrはそれぞれ0.01%以上、Coは0.0005%以上を添加する必要がある。一方で、Cr、Ni、Zr、Coの含有量がそれぞれ0.1%、Mo、W、Hfの含有量がそれぞれ0.05%を超えると加工性に悪影響をもたらすため、CrおよびNi、Zr、Coの含有量の上限はそれぞれ0.1%、MoおよびW、Hfの含有量の上限はそれぞれ0.05%とした。これら元素の中で、Mo、W、Hf、Zrは、再結晶を阻害させやすい元素であるため、Mo、W、Hf、Zrを2種以上含有させる場合には、Mo、W、Hf、Zrの含有量の合計を0.1%以下とすることが望ましい。
冷延、再結晶焼鈍後の冷延鋼板のマトリックスは、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト等のフェライト相と硬度が異なる第二相組織が鋼板組織に混入すると、フェライト相と第二相組織との界面で加工時に応力集中が生じ、割れ等の欠陥が発生することとなる。また、ベイナイト相やマルテンサイト相は延性に乏しいため、ベイナイト相もしくはマルテンサイト相の単相組織では所望の加工性が得られない。本発明鋼においてフェライト相の面積率が組織全体に対する面積率で95%以上であれば、フェライト以外の第2相は加工性に悪影響をおよぼさないため、フェライト相の面積率の下限を95%とした。好ましくは98%以上であり、より好ましくは100%である。
フェライト相の平均結晶粒径が1.0μm未満では、打抜加工端面で応力勾配が大きくなりすぎ、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径は1.0μm以上とし、好ましくは2.0μm以上とする。一方、フェライト相の平均結晶粒径が20.0μmを超えると、混粒組織となりやすく、打抜加工時に粗大粒と微細粒との間に応力集中が生してボイド発生の原因となり、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径は20.0μm以下とし、好ましくは15.0μm以下とする。したがって、フェライト相の平均結晶粒径は1.0μm以上20.0μm以下とする。好ましくは、フェライト相の平均結晶粒径は2.0μm以上15.0μm以下である。
冷間圧延後には、鋼板全体が加工された組織となる。この組織は粒内に多量の転位を含むため延性が著しく乏しく、加工性を低下させる。加工性に悪影響をもたらさないようにするには、フェライト相中の加工フェライトは極力低減する必要があり、加工フェライトの面積率は組織全体に対する面積率で30%以下に制限する必要がある。好ましくは15%以下であり、より好ましくは0%である。
粒子分散強化による強化量は炭化物の析出量の他に炭化物の粒子径が重要な要素となる。炭化物の微細化により鋼板強度は著しく上昇する。本発明において、所望の引張強さを得るためには、フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径を20nm以下とする必要がある。本発明では、この微細に析出する炭化物はTiを含む組成であるが、Tiの他にV、Nb、Mo、W、Hf、Zr、N、Alを含んでいても良い。
非常に硬質なセメンタイトは、打抜加工時ならびにバーリング加工時に、セメンタイトとマトリックスとの界面で応力集中しやすく、ボイド発生の起点となる。このため、セメンタイトは極力低減することが好ましいが、本発明では0.012質量%までは許容できる。このため、セメンタイトの析出量は0.012質量%以下とする。より好ましくは、セメンタイトの析出量は0.010質量%以下である。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。通常、熱間圧延に先立ち鋼素材は加熱される。本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、実質的に均質なオーステナイト相とし、鋼素材中の粗大な炭化物を溶解する必要がある。粗圧延に供する鋼素材の温度、すなわち鋼素材を加熱する場合は、鋼素材の加熱温度(以下、単に加熱温度ともいう)が1100℃未満では、粗圧延前に鋼素材中の粗大な炭化物が溶解せず、冷間圧延、焼鈍後に得られる微細分散する炭化物の量が少なく、鋼板強度が著しく低下する。一方、加熱温度が1350℃を超えると、鋼素材表面に生成するスケール量が多く、熱間圧延中にスケールが噛み込みやすく、鋼板表面性状を悪化させる。以上の理由により、粗圧延に供する鋼素材の温度(加熱温度)は、1100℃以上1350℃以下とする。好ましくは1150℃以上1300℃以下である。ただし、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1100℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度が820℃未満となると、熱間圧延中、鋼板の一部が変態を開始し、鋼板の面内の強度(巻取後の鋼板(熱延コイル)の長手および幅方向に対する強度)が著しく不均一となる。このような鋼板を冷間圧延すると鋼板が冷間圧延中に破断したり、形状が著しく不均一になり加工性が低下する問題が生じる。そのため、仕上げ圧延温度は820℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に定めないが、操業を安定させるには仕上げ圧延温度は1000℃以下が望ましい。
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易い。本発明では、生成した炭化物は巻取工程ならびに焼鈍工程で粗大化するため、巻取り前には、できる限り粗大な炭化物の生成は抑える必要がある。本発明では、仕上げ圧延終了後なるべく早く強制冷却を開始して、粗大な炭化物の生成を抑制する。このため、仕上げ圧延終了後、少なくとも2秒以内に冷却を開始する。好ましくは1.5秒以内である。
フェライト変態を所望の温度、時間で終了させるには、仕上げ圧延終了後の冷却を制御することが重要である。熱間圧延後の平均冷却速度が30℃/秒未満では、フェライト変態完了後にも高温に曝される時間が長くなるため、フェライト粒内の炭化物が粗大化し、所望の強度を得られなくなる。このため、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は30℃/秒以上とし、好ましくは40℃/秒以上とする。一方、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度が200℃/秒を超えると、高温でフェライト変態を完了させることができず、フェライト粒間での硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。このため、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は200℃/秒以下とし、好ましくは150℃/秒以下とする。以上から、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は、30℃/秒以上200℃/秒以下とする。好ましくは、仕上げ圧延終了後の平均冷却速度は40℃/秒以上150℃/秒以下である。なおここで、平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から700℃までの平均冷却速度である。
巻取り温度が700℃を超えると、仕上げ圧延終了後の冷却途中に析出した炭化物が粗大化するため、所望の強度が得られなくなる。このため、巻取り温度は700℃以下とする。好ましくは660℃以下である。下限は特に定めないが、ランナウトテーブル長との関係で、操業上の観点から200℃以上とすることが好ましい。
冷間圧延を行う際の冷間圧延率が10%未満となると、操業上安定せず板形状が不均一になる。不均一な板形状であると伸びフランジ性が低下するため、冷間圧延率の下限を10%とする。好ましくは、冷間圧延率は40%以上である。一方、冷間圧延率が90%を超えると、過度に鋼板が加工硬化し、所望の板厚が得られなくなるため、冷間圧延率の上限を90%とする。好ましくは、冷間圧延率は80%以下である。以上より、冷間圧延率は10%以上90%以下とする。好ましくは、冷間圧延率は40%以上80%以下である。
冷間圧延で導入された転位を取り除くため、実質的に加工フェライトを残存させず完全に再結晶させる必要がある。完全に再結晶させるには720℃以上の焼鈍温度で焼鈍する必要がある。一方で850℃を超える焼鈍温度では炭化物が粗大化するうえ、鋼板強度が著しく低下する。したがって、焼鈍温度の上限を850℃とする。以上より、焼鈍温度は720℃以上850℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度の範囲は750℃以上840℃以下である。なお、Tiを含む炭化物の粗大化、もしくはTiを含む炭化物溶解の抑制の観点から、焼鈍中に720℃以上となっている時間が20分以内であることが望ましく、連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで製造することが好ましい。
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。ここで、フェライト相は粒内にラス状の形態やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりベイナイト相やマルテンサイト相、パーライト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記400倍に拡大して撮影したうちの代表的な写真3枚について、水平線および垂直線をそれぞれ10本ずつ引きASTM E 112−10に準拠した切断法によって求め、最終的に3枚の平均値を表3に記した。
加工フェライトは、フェライト相中において、伸展された形状で粒内に腐食痕が認められる組織を加工フェライトとみなし、観察視野に占める加工フェライトの面積率を求めた。すなわち、組織全体に占める加工フェライトの面積率を求めた。
得られた冷延鋼板から圧延方向に対して垂直方向にJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。なお、引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。
得られた冷延鋼板からサンプルを採取し、穴拡げ試験を行い、伸びフランジ性を評価した。試験条件は、日本鉄鋼連盟規格(JFS T1001−1996)に準拠し、100mmW(幅)×100mmL(長さ)のサンプル中央に、クリアランス12%とした直径10mmの打抜加工を行い、頂点60°の円錐ポンチを用いた。また、各サンプルについて、5回の穴拡げ試験を行い、次式で算出される穴広げ率(λ)の平均値を求めた。ここで、穴広げ率が大きいほど、伸びフランジ性に優れると評価できる。なお、次式において、「試験後孔径」は、打抜き加工によって得られた初期孔径(直径10mm)に前記円錐ポンチを挿入し、該孔を押し広げ、亀裂が冷延鋼板(試験片)を貫通した時の孔の径である。
以上により得られた結果を表3に示す。
本発明例はいずれも引張強さ(TS)が440MPa以上であり、かつ、伸びフランジ性にも優れており、強度と加工性を兼備した冷延鋼板となっていることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度(引張強さ:440MPa以上)が確保できていないか、良好な伸びフランジ性が得られておらず加工性が乏しいことがわかる。
Claims (14)
- 質量%で、
C:0.02%以上0.06%以下、
Si:0.6%以下、
Mn:0.6%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.08%以下、
N:0.0080%以下、
Ti:0.06%以上0.29%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に対するフェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が1.0μm以上20.0μm以下、組織全体に対する加工フェライトの面積率が30%以下、前記フェライト相の結晶粒内のTiを含む炭化物の平均粒子径が20nm以下、セメンタイトの析出量が0.012質量%以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 - さらに、質量%で、V:0.01%以上0.1%以下、Nb:0.01%以上0.05%以下の1種または2種を含有することを特徴とする、請求項1に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Ca、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001%以上0.2%以下含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Cr:0.01%以上0.1%以下、Ni:0.01%以上0.1%以下、Mo:0.01%以上0.05%以下、W:0.01%以上0.05%以下、Hf:0.01%以上0.05%以下、Zr:0.01%以上0.1%以下、Co:0.0005%以上0.1%以下の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1〜3のいずれか1項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項1〜4のいずれか1項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項5に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする、請求項5に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
- 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、冷間圧延し、焼鈍することで冷延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、C:0.02%以上0.06%以下、Si:0.6%以下、Mn:0.6%以下、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:0.08%以下、
N:0.0080%以下、Ti:0.06%以上0.29%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記粗圧延に供する鋼素材の温度を1100℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を820℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後2秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を30℃/秒以上200℃/秒以下とし、前記巻き取りの巻取り温度を700℃以下とし、前記冷間圧延の冷間圧延率を10%以上90%以下とし、前記焼鈍の焼鈍温度を720℃以上850℃以下とすることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - さらに、鋼素材が、質量%で、V:0.01%以上0.1%以下、Nb:0.01%以上0.05%以下の1種または2種を含有することを特徴とする、請求項8に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- さらに、鋼素材が、質量%で、Ca、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001%以上0.2%以下含有することを特徴とする、請求項8または9に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- さらに、鋼素材が、質量%で、Cr:0.01%以上0.1%以下、Ni:0.01%以上0.1%以下、Mo:0.01%以上0.05%以下、W:0.01%以上0.05%以下、Hf:0.01%以上0.05%以下、Zr:0.01%以上0.1%以下、Co:0.0005%以上0.1%以下の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8〜10のいずれか1項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍温度での焼鈍の後、めっき処理を施すことを特徴とする、請求項8〜11のいずれか1項に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項12に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、合金化亜鉛めっき処理であることを特徴とする、請求項12に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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