JPWO2012026419A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
それらの方法は下記(1)〜(3)に大別できる。
(3)第3の方法は、熱間圧延の直後に急冷して得た熱延鋼板に、冷間圧延および焼鈍を施す方法である。以下、この熱延鋼板の製造方法を直後急冷法と呼ぶこともある。
特許文献3に開示された方法は、実施例に示されているように、微細な結晶粒、たとえば平均粒径3.5μm未満のフェライト結晶粒からなる組織を得るために、焼鈍時の保持時間を10秒間以下程度の短時間としなければならない。焼鈍の保持時間を30秒間または200秒間とした実施例も示されているが、焼鈍後の平均粒径は3.8μmまたは4.4μmとなり、急激な粒成長が起こっている。焼鈍工程においては鋼板の製造安定性を高めるために数十秒間以上の保持時間が通常は必要とされているので、特許文献3に開示された方法では製造安定性と3.5μm未満の非常に微細な組織とを両立させることは困難である。
特許文献5に開示された直後急冷を利用した方法は、冷延鋼板のミクロ組織を微細化する手段として優れている。しかし、冷延鋼板のフェライト粒径は、その母材である熱延鋼板のフェライト粒径とほぼ同じか、それより1〜3μm大きくなるので、冷延鋼板のミクロ組織の微細化には限界がある。
まず、冷延鋼板のミクロ組織を微細化する手段として優れている特許文献5に開示された冷延鋼板について、冷延鋼板のフェライト粒径が熱延鋼板のフェライト粒径とほぼ同じか、それより1〜3μm大きくなることの原因について検討を行い、以下の(a)〜(c)の知見を得た。
(c)この再結晶粒の活発な粒成長により、特許文献5に開示された方法による冷延鋼板の組織の微細化効果が減衰し、冷延鋼板のフェライト粒径は、熱延鋼板のフェライト粒径とほぼ同じか、それより1〜3μm大きくなってしまう。
(d)微細な組織を有する熱延鋼板に、冷間圧延してから焼鈍を施す際に、冷間圧延により加工組織となったフェライトが再結晶を完了する前にフェライトとオーステナイトとが共存する温度となるように急速加熱焼鈍を行うことにより、熱延鋼板のフェライト粒径と同等以下のフェライト粒径を有する微細な組織が得られる。
これらの新たな知見に基づく本発明は以下のとおりである。
主相としてフェライト:50面積%以上、第2相として、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの1種または2種以上を含む低温変態相を合計で10面積%以上ならびに残留オーステナイトを0〜3面積%含有し、かつ下記式(1)〜(3)を満足するミクロ組織を有し、そして
板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>、{554}<225>のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の4.0倍以上である集合組織を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板。
dm<4.0 ・・・ (2)
ds≦1.5 ・・・ (3)
ここで、
C、Mn、Nb、TiおよびVはそれぞれ該元素の含有量(単位:質量%)であり;
dmは傾角(結晶方位差)15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径(単位:μm)であり、そして
dsは第2相の平均粒径(単位:μm)である。
ここで、dmは上記の通りである。
(3)上記化学組成が、質量%で、sol.Al:0.1質量%以上を含有する、上記(1)または(2)に記載の冷延鋼板。
(7)下記工程(A)および(B)を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法:
(A)上記(1)ないし(5)のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ下記式(5)および(6)を満足するミクロ組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(B)工程(A)において得られた冷延鋼板に、(Ae1点+10℃)に到達した時点でのフェライト未再結晶率が30面積%以上となる条件で(Ae1点+10℃)以上、(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下の温度域まで昇温した後、この温度域に30秒間以上保持することにより焼鈍を施す焼鈍工程。
d<3.5 ・・・ (6)
ここで、
CおよびMnはそれぞれ該元素の含有量(単位:質量%)であり;
dは傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径(単位:μm)である。
本明細書において、主相とは体積率(本発明では実際には断面の面積率で体積率を評価)が最大である相または組織を意味し、第二相とは主相以外の相および組織を意味する。
1.冷延鋼板
1.1−化学組成
C:0.01〜0.3%
Cは、鋼の強度を高める作用を有する。また、熱間圧延工程および焼鈍工程においてミクロ組織を微細化する作用を有する。すなわち、Cは変態点を低下させる作用を有するので、熱間圧延工程においては、熱間圧延をより低温域で完了させることが可能となり、これにより、熱延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。また、焼鈍工程においては、Cによる昇温過程におけるフェライトの再結晶抑制作用と相俟って、急速加熱によってフェライトの未再結晶率が高い状態を保ったまま(Ae1点+10℃)以上の温度域とすることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。C含有量が0.01%未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、C含有量は0.01%以上とする。好ましくは0.03%以上、より好ましくは0.05%以上である。一方、C含有量が0.3%超では、加工性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、C含有量は0.3%以下とする。好ましくは0.2%以下、より好ましくは0.15%以下である。
Siは、鋼の延性および強度を向上させる作用を有する。また、Mnと同時に添加されると、マルテンサイトなどの硬質第2相(主相をなすフェライトよりも硬質な相)の生成を促進し、鋼を高強度化させる作用を有する。Si含有量が0.01%未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Si含有量は0.01%以上とする。好ましくは0.03%以上、より好ましくは0.05%以上である。一方、Si含有量が2.0%超では、熱間圧延工程や焼鈍工程などにおいて、鋼の表面に酸化物を生成して表面性状を損なう場合がある。したがって、Si含有量は2.0%以下とする。好ましくは1.5%以下、より好ましくは0.5%以下である。
Mnは、鋼の強度を高める作用を有する。また、変態温度を低下させる作用を有するので、焼鈍工程において、急速加熱によりフェライトの未再結晶率が高い状態を保ったまま(Ae1点+10℃)以上の温度域とすることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。Mn含有量が0.5%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Mn含有量は0.5%以上とする。好ましくは0.7%以上、より好ましくは1%以上である。一方、Mn含有量が3.5%超では、フェライト変態が過度に遅延してしまい、目的とするフェライト面積率を確保できない場合がある。したがって、Mn含有量は3.5%以下とする。好ましくは3.0%以下、より好ましくは2.8%以下である。
Pは、不純物として含有され、粒界に偏析して材料を脆化させる作用を有する。P含有量が0.1%を超えると、上記作用により脆化が著しくなる。したがって、P含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.06%以下である。P含有量は低い程好ましいので下限は限定する必要はない。コストの観点からは0.001%以上とすることが好ましい。
Sは、不純物として含有され、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼の延性を低下させる作用を有する。S含有量が0.05%超では、上記作用により延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、S含有量は0.05%以下とする。好ましくは0.008%以下、さらに好ましくは0.003%以下である。S含有量は低い程好ましいので下限を限定する必要はない。コストの観点からは0.001%以上とすることが好ましい。
Nb、TiおよびVは、炭化物や窒化物として鋼中に析出し、焼鈍工程の冷却中におけるオーステナイトからフェライトへの変態を抑制することによって、硬質第2相の面積率を高め、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、鋼の化学組成に、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えると、延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ここで、Ti含有量は0.03%以下とすることが好ましい。また、NbおよびTiの合計含有量は0.06%以下とすることが好ましく、0.03%以下とすることがさらに好ましい。また、Nb、TiおよびVの含有量は下記式(7)を満足することが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Nb:0.003%以上、Ti:0.005%以上およびV:0.01%以上のいずれかを満足させることが好ましい。
ここで、Nb、TiおよびVはそれぞれ該各元素の含有量(単位:質量%)である。
sol.Al:0〜2.0%
Alは、延性を高める作用を有する。したがって、Alを含有させてもよい。しかし、Alは変態点を上昇させる作用を有するので、sol.Al含有量が2.0%超では、熱間圧延をより高温域で完了させざるをえなくなる。その結果、熱延鋼板の組織を微細化することが困難となり、そのため、冷延鋼板の組織を微細化することも困難となる。また、連続鋳造が困難となる場合がある。したがって、sol.Al含有量は2.0%以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、sol.Al含有量を0.1%以上とすることが好ましい。
Cr、MoおよびBは、鋼の焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することによって、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えると、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするフェライト面積率を確保できない場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ここで、Mo含有量は0.2%以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Cr:0.03%以上、Mo:0.01%以上およびB:0.0005%以上のいずれかを満足させることが好ましい。
CaおよびREMは、溶鋼の凝固過程において析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も高価であるため、それぞれの元素の含有量は0.003%以下とする。これらの元素の合計含有量は0.005%以下とすることが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を0.0005%以上含有させることが好ましい。ここで、REMとは、Sc、Y及びランタノイドの合計17元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明におけるREMの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
主相:50面積%以上のフェライトであり、かつ上記式(1)および(2)を満足する
軟質なフェライトを主相とすることによって、冷延鋼板の延性を高めることができる。さらに、主相であるフェライトが微細であって、傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径dmが上記式(1)および(2)を満たすことにより、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が抑制され、冷延鋼板の伸びフランジ性が向上する。また、細粒強化によって鋼の強度が向上する。なお、上記式(1)はC、Mn、Nb、TiおよびVによる組織の微細化作用を考慮したうえでフェライトの微細化の程度を規定する指標である。
主相および第2相の面積率はSEM断面観察により測定できる。また、残留オーステナイトの面積率は、X線回折法により求めた体積分率をそのまま面積率とする。こうして求めた残留オーステナイトの面積率を前記第2相の面積率から差し引くことにより、第2相のうちの低温変態相の合計面積率を求めることができる。
集合組織:板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>方位のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の4.0倍以上
板厚の1/2深さ位置において{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>の集積度を上記のように増加させることにより、伸びフランジ性が向上する。板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>方位のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の4.0倍未満では、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。したがって、冷延鋼板は上記の集合組織を有するようにする。
上記ミクロ組織および集合組織を満足することによって、引張強度(TS)が800MPa未満の鋼板では、下記式(8)を満足する高い加工性が得られる。また、引張強度(TS)が800MPa以上の鋼板では、下記式(9)を満足する高い加工性が得られる。
3×TS×El+TS×λ>85000 ・・・ (9)
ここで、TSは引張強度(MPa)、Elは全伸び(=破断伸び、%)、λは日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001−1996で規定される穴拡げ率(%)である。
上述した冷延鋼板の表面に、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設け、表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Zn−Ni合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Zn−Al合金めっき、溶融Zn−Al−Mg合金めっき、溶融Zn−Al−Mg−Si合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき表面に適当な化成処理皮膜を形成(例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥により)して、耐食性をさらに高めることも可能である。さらに、有機樹脂皮膜で被覆することもできる。
2.1−化学組成
化学組成は上記1.1に記載した通りである。
上記式(5)および(6)を満たす、大角粒界が多量に存在する微細組織を有する熱延鋼板に、冷間圧延後に急速加熱焼鈍を施すと、未再結晶フェライトが残存した状態で熱延鋼板の大角粒界であった位置から多数の微細なオーステナイトが生成する。生成した多数の微細なオーステナイト粒は、再結晶フェライト粒が熱延鋼板の旧粒界を超えて成長するのを抑制するので、微細な組織を有する冷延鋼板を得ることができる。
式(5)において、CおよびMnの含有量によりフェライト平均粒径dを規定しているのは、CおよびMnの含有量が高くなるにつれて冷延鋼板の延性が低下するため、冷間圧延に供する熱延鋼板をより微細な組織を有するものとすることによって冷延鋼板の組織をより微細なものとし、優れた延性を確保するためである。
2.3−焼鈍工程
上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、(Ae1点+10℃)に到達した時点でのフェライト未再結晶率が30面積%以上となる条件で(Ae1点+10℃)以上、(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下の温度域まで昇温した後、この温度域に30秒間以上保持することにより焼鈍を施す。
図3は、表5に記載の実施例2のうち、特に鋼種Bの冷延鋼板を500℃/秒の昇温速度で750℃へ加熱し、15秒間〜300秒間保持した冷延鋼板について、TS×El値の変化を焼鈍保持時間に対して図示したものである。この結果から、本発明による冷延鋼板は、焼鈍時間を300秒間程度の長時間としても、粒成長が抑制され、安定した材質が得られることがわかる。一方、焼鈍時間が30秒間未満であると、鋼板の組織は再結晶を完了しておらず、結晶粒径が増加の途上にあったり、相変態が平衡状態に至らずに組織変態が中途の状態であったりする。そのため、加工性(伸び)に劣るほか、実機操業においては安定して均一な組織を得ることが困難となる。
冷間圧延工程に供する熱延鋼板は、冷間圧延工程の項において述べた条件、すなわち、前記化学組成と(5)および(6)式を満たすミクロ組織とを有する。その製造方法は特に規定されないが、使用する熱延鋼板は熱的安定性に優れていることが好ましい。好ましい熱延鋼板は、上記化学組成を有するスラブに、Ar3点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後0.4秒間以内に400℃/秒以上の平均冷却速度で750℃以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により製造することができる。
熱間圧延に供するスラブは、生産性の観点から連続鋳造により作製することが好ましい。スラブは、連続鋳造後の高温状態にあるものを用いてもよく、一旦室温まで冷却されたものを再加熱して用いてもよい。圧延設備の負荷を軽減し、圧延完了温度の確保を容易にする観点からは、熱間圧延に供するスラブの温度は1000℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスによる歩留まり低下を抑制する観点からは、熱間圧延に供するスラブの温度は1400℃以下とすることが好ましい。
圧延中は鋼板をオーステナイト温度域に維持する必要があるため、圧延完了温度はAr3点以上とする。オーステナイトに導入された加工歪みが熱により回復するのを極力抑制するため、圧延完了温度はAr3点直上、具体的には(Ar3点+50℃)以下とすることが好ましい。
圧延完了から750℃以下への冷却に要する時間をより短時間とし、冷却速度をより大きくし、かつより低温まで冷却することが、熱延鋼板の組織をより微細にすることができるので、さらに好ましい。具体的には、圧延完了から750℃以下の温度域まで冷却する時間は0.2秒間以内とすることがさらに好ましい。圧延完了後0.4秒間以内に750℃以下の温度域まで冷却する時の平均冷却速度は600℃/秒以上とすることがさらに好ましく、800℃/秒以上とすることが特に好ましい。圧延完了後0.4秒間以内に400℃/秒以上の平均冷却速度で720℃以下の温度域まで冷却することがさらに好ましい。冷却する温度域はMs点以上とすることが好ましい。冷却方法は、水冷が好ましい。
上記製造方法により得られた冷延鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的として上述したようなめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっきは常法により実施すればよい。また、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。
表1に示す化学組成を有する鋼種AA〜ANの鋼塊を真空誘導炉で溶製した。表1には各鋼種のAe1点およびAe3点も示す。これらの変態温度は、後述の製造条件に従って冷間圧延まで行った鋼板を、5℃/秒の昇温速度で1000℃まで昇温した時に測定した熱膨張曲線から求めた。表1にはさらに(Ae1点+10℃)の値および(0.05Ae1+0.95Ae3)の数値、ならびに前記式(1)および式(5)の右辺の計算値も示す。
式(5)右辺=2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2
冷延鋼板のフェライト平均粒径dmは、熱延鋼板について述べたのと同じように、鋼板の板厚1/4深さの幅方向の断面組織においてSEM−EBSDを用いて求めた。第2相の平均粒径dsは、鋼板の板厚1/4深さの幅方向の断面組織において、第2相の粒子数Nと、第2相の面積率Aから、r=(A/Nπ)1/2により求めた。
A27、A28は、Nb含有量が0.052%であり、焼鈍中の再結晶の核生成が抑制され、冷延鋼板中に加工組織が残留した。このような加工組織の残留は、焼鈍時の加熱速度を増加させた場合に、より顕著となった。結果として、冷延鋼板の機械特性は加熱速度によらず、低いものとなった。
表4に示す化学組成を有する鋼種A〜Kの鋼塊を真空誘導炉で溶製し、得られた鋼塊を熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。これらのスラブを1000℃以上の温度で約1時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表5に示す完了温度、圧延完了から750℃までの冷却時間、冷却速度(水冷)、滞留時間、急冷停止温度の条件で熱間圧延を行い、その後室温まで冷却し、板厚1.5mm〜3.0mmの熱延鋼板を作製した。
この熱延鋼板を塩酸で酸洗し、30%以上の圧延率(表5に示す)で冷間圧延を行って鋼板の板厚を0.6mm〜1.4mmまで減じた後、ラボスケールの焼鈍設備を用いて表5に示す加熱速度(昇温速度)、焼鈍温度および焼鈍時間で焼鈍を実験室規模の焼鈍設備を用いて行い、冷延鋼板を得た。均熱後の冷却は実施例1と同様に行った。
鋼種Kを用いて製造した鋼板No.45〜47は、本発明で規定する化学組成を有していないため、直後急冷により熱間圧延を実施しても熱延鋼板のフェライト結晶粒径が大きくなった。その結果、焼鈍温度を変化させて、冷延鋼板のフェライト結晶粒の微細化はできず、引張強度は非常に低位となった。
Claims (9)
- 質量%で、C:0.01〜0.3%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.5〜3.5%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Nb:0〜0.03%、Ti:0〜0.06%、V:0〜0.3%、sol.Al:0〜2.0%、Cr:0〜1.0%、Mo:0〜0.3%、B:0〜0.003%、Ca:0〜0.003%およびREM:0〜0.003%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、
主相としてフェライト:50面積%以上、第2相として、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの1種または2種以上を含む低温変態相を合計で10面積%以上ならびに残留オーステナイトを0〜3面積%含有し、かつ下記式(1)〜(3)を満足するミクロ組織を有し、そして
板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>、{554}<225>のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の4.0倍以上である集合組織を有する、
ことを特徴とする冷延鋼板。
dm<2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2 ・・・ (1)
dm<4.0 ・・・ (2)
ds≦1.5 ・・・ (3)
ここで、
C、Mn、Nb、TiおよびVはそれぞれ該元素の含有量(単位:質量%)であり;
dmは傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径(単位:μm)であり、そして
dsは第2相の平均粒径(単位:μm)である。 - 上記化学組成が、質量%で、Nb:0.003%以上、Ti:0.005%以上およびV:0.01%以上からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、上記ミクロ組織が、下記式(4)を満足する、請求項1に記載の冷延鋼板。
dm<3.5 ・・・ (4)
ここで、dmは請求項1に記載した通りである。 - 上記化学組成が、質量%で、sol.Al:0.1質量%以上を含有する、請求項1または2に記載の冷延鋼板。
- 上記化学組成が、質量%で、Cr:0.03%以上、Mo:0.01%以上およびB:0.0005%以上からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、請求項1〜3のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 前記化学組成が、質量%で、Ca:0.0005%以上およびREM:0.0005%以上からなる群から選択される1種または2種を含有する、請求項1〜4のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有する、請求項1〜5のいずれかに記載の冷延鋼板。
- 下記工程(A)および(B)を有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法:
(A)請求項1〜5のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ下記式(5)および(6)を満足するミクロ組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(B)工程(A)において得られた冷延鋼板に、(Ae1点+10℃)に到達した時点でのフェライト未再結晶率が30面積%以上となる条件で(Ae1点+10℃)以上、(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下の温度域まで昇温した後、この温度域に30秒間以上保持することにより焼鈍を施す焼鈍工程。
d<2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2 ・・・ (5)
d<3.5 ・・・ (6)
ここで、
CおよびMnはそれぞれ該元素の含有量(単位:質量%)であり;
dは傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径(単位:μm)である。 - 前記熱延鋼板が、前記化学組成を有するスラブに、Ar3点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後0.4秒間以内に400℃/秒以上の平均冷却速度で750℃以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により得られたものである、請求項7に記載の冷延鋼板の製造方法。
- 前記工程(B)の後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する、請求項7または8に記載の冷延鋼板の製造方法。
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