JP2001152254A - 材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法Info
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Abstract
すなわち材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の
製造方法を提供する。 【解決手段】 C:0.05〜0.40%、Si:1.0 〜3.0 %、
Mn:0.6 〜3.0 %、Al:0.3 %以下、P:0.2 %以下を
含み、さらに適宜Cr、Ti、Nb、Caの1種以上を含む鋼組
成になるスラブを加熱し、粗圧延後、圧延終了温度780
〜980 ℃の仕上圧延を行い、次いで620 〜780 ℃の範囲
内の第1の温度まで急冷し、該温度に1.0〜10秒間等温
保持するかまたは該温度から該温度未満600 ℃以上の範
囲内の第2の温度まで20℃/s以下で徐冷し、次いで300
〜500 ℃の範囲内の第3の温度まで50℃/s以上で冷却し
て巻き取り、巻き取ったコイルを300 〜500 ℃の温度範
囲で、温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲と
して30〜300 分保持した後、空冷する。
Description
た高加工性熱延高張力鋼板の製造方法に関し、とくに、
自動車用鋼板として好適な材質均一性に優れた高加工性
熱延高張力鋼板の製造方法に関する。
形性に優れる高強度薄鋼板を要求する声が高まってきて
いる。さらに経済性に対する配慮も必要とされ、この必
要からすれば冷延鋼板よりも熱延鋼板の方が有利であ
る。これらの点を踏まえて、これまでに成形性を考慮し
た高強度熱延鋼板が種々開発されており、なかでも強度
−伸びバランスの優れた鋼として従来使用されているも
のとして、フェライト+マルテンサイト複合組織を有す
るデュアルフェイズ鋼(Dual-Phase鋼;以下DP鋼とい
う)がある。しかし、DP鋼では、TS×Elは高々20
000MPa・%程度までが限度であり、現在の厳しいユーザ
ニーズに応えるには不十分である。
−65566 号公報、特公平5−67682号公報には、TS×
Elが20000MPa・%を超える高加工性高強度熱延鋼板と
して、残留オーステナイトを5%以上有し残部がフェラ
イトとベイナイトの複合組織をもつ、いわゆる変態誘起
塑性鋼(Transformation Induced Plasticity 鋼;以下
TRIP鋼という)の製造方法が開示されている。
して、熱間圧延後に初析フェライト(ポリゴナルフェラ
イトともいう)を析出させ、同時に未変態オーステナイ
ト相への固溶炭素の濃縮を促進してオーステナイトの安
定度を増した後、ベイナイト域で巻き取り、この領域に
て巻き取ったコイルを空冷し、あるいは水中浸漬、ミス
ト噴霧等により冷却速度30℃/h以上で200 ℃以下まで強
制冷却することによって、ベイナイト変態を生じさせつ
つオーステナイトを残留させることが記載されている。
ーステナイト中への固溶炭素の濃化が不足し、室温に冷
却されるまでに、オーステナイトがマルテンサイト変態
し残留オーステナイトは得られない。また逆にベイナイ
ト変態が過度に進行すると炭化物が形成され、残留オー
ステナイトは得られなくなる。
報に記載された製造方法では、熱間圧延した鋼帯をコイ
ル状に巻き取った後、空冷あるいは強制冷却するため、
コイル半径方向の内外端部と中央部とでは冷却速度に大
差が生じ、冷却速度は前者では速く後者では遅い。ベイ
ナイト変態は冷却速度が速いほど起こりにくく、冷却速
度が遅いほど起こりやすいため、コイル内での位置によ
る冷却速度の差が大きいと、それに伴って残留オーステ
ナイト量の変動も大きくなってコイル内の材質のばらつ
きが大きくなる。このようなコイル内材質変動は、自動
車用鋼板のプレス工程におけるプレス不良の原因となる
ことから、コイル内材質変動の小さい熱延TRIP鋼の
開発が切望されていた。
さい熱延TRIP鋼すなわち材質均一性に優れた高加工
性熱延高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
C:0.05〜0.40%、Si:1.0 〜3.0 %、Mn:0.6 〜3.0
%、Al:0.3 %以下、P:0.2 %以下を含む鋼組成にな
るスラブを加熱し、粗圧延後、圧延終了温度が780 〜98
0 ℃となる仕上圧延を行い、次いで620 〜780 ℃の範囲
内の第1の温度まで急冷し、この第1の温度に1.0 〜10
秒間等温保持するかまたは前記第1の温度から該第1の
温度未満600 ℃以上の範囲内の第2の温度まで冷却速度
20℃/s以下で1.0 〜10秒間徐冷し、次いで300 〜500 ℃
の範囲内の第3の温度まで冷却して巻き取り、巻き取っ
たコイルを300 〜500 ℃の温度範囲で、温度変化速度が
−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30〜300 分保持し
た後、空冷することを特徴とする材質均一性に優れた高
加工性熱延高張力鋼板の製造方法である。
温度から第3の温度まで冷却速度50℃/s以上で冷却する
ことが好ましい。また、本発明では、前記鋼組成がさら
に必要に応じて、mass%で、以下の〜のうち少なく
とも1つを含むことが好ましい。 Cr:0.2 〜2.0 % Ti:0.005 〜0.25%、Nb:0.003 〜0.1 %のうちから
選ばれた1種または2種 Ca:0.001 〜0.01%
的に示す連続冷却変態図(CCT図)である。図示のよ
うに、鋼を熱間圧延後に初析フェライト域に若干保持す
ることにより体積率で60〜85%の初析フェライト(ポリ
ゴナルフェライト)を析出させ、同時に未変態オーステ
ナイト相への固溶炭素の濃縮を促進してオーステナイト
の安定度を増した後、ベイナイト域で巻き取りを行う。
この段階までは、本発明は従来に準ずるが、これ以降、
従来では引き続き空冷あるいは強制冷却を行うのに対
し、本発明では、300 〜500 ℃の温度域で30〜300 分間
コイルの温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲
となるように保持した後、空冷する。巻き取り後にこの
ように、コイルに急激な温度変化を与えないようにする
ことにより、コイル内の全域にわたってオーステナイト
中に固溶炭素が十分に濃化し、その後室温まで空冷して
も、コイル内位置による冷却速度の違いにより材質が変
動することがなくなる。ここで、コイルの温度変化速度
は、コイル最外周幅端部が最も温度変化速度が大きくな
るので、この部分を上記の温度変化速度の範囲とすれば
よい。かくして、本発明によれば、コイル内の材質均一
性に優れるTRIP鋼を製造することができる。
ず、残留オーステナイトを体積率で5%以上含み残部が
フェライト+ベイナイトになる組織を得るための鋼組成
について説明する。なお、鋼組成を構成する成分元素の
含有量はmass%で表した。 ・C:0.05〜0.40% Cは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素である
とともに、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、含有
量が0.05%未満ではその効果に乏しく、一方、0.40%を
超えると溶接性を低下させるので、C含有量は0.05〜0.
40%の範囲とすることが好ましい。 ・Si:1.0 〜3.0 % Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であ
り、そのためには少なくとも1.0 %の添加を必要とす
る。しかし、3.0 %を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させて表面品質上にも
問題を及ぼすので、Si含有量は1.0 〜3.0 %の範囲とす
ることが好ましい。 ・Mn:0.6 〜3.0 % Mnは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素である
とともに、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、含有
量が0.6 %未満ではその効果に乏しく、一方、3.0 %を
超えると延性の低下を招くので、Mn含有量は0.6 〜3.0
%の範囲とすることが好ましい。 ・P:0.2 %以下 Pは、0.2 %を超えると耐二次加工脆性が劣化するの
で、0.2 %以下とする。またPはオーステナイト生成元
素として有用であるので0.01%以上添加することが好ま
しい。 ・Al:0.3 %以下 Alは、0.3 %を超えると延性の低下を招くので、0.3 %
以下とする。また、AlはPと同様オーステナイト生成元
素として有用であるので、0.01%以上添加することが好
ましい。
Nbの1種または2種、Caを適宜添加・含有させてもよ
い。それぞれの元素の好ましい添加量(含有量)を以下
に説明する。 ・Cr:0.2 〜2.0 % Crは、オーステナイト生成元素として有用であるが、含
有量が0.2 %に満たないとその添加効果に乏しく、一
方、2.0 %を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成し
て延性が阻害されるので、添加する場合には0.2 〜2.0
%の範囲とすることが望ましい。 ・Nb:0.003 〜0.1 %、Ti:0.005 〜0.25% NbおよびTiはいずれも、主相であるフェライトを細粒化
させることによって、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。Nb、Tiはそれ
ぞれ0.003 %、0.005 %未満の含有では、その効果が期
待できない。一方、Nb、Tiは、それぞれ0.1 %、0.25%
を超えて含有すると延性の低下を招く。このため、Nbは
0.003 〜0.1 %、Tiは0.005 〜0.25%の範囲とするのが
好ましい。 ・Ca:0.001 〜0.01% Caは伸びフランジ性向上のために好ましくは0.001 %以
上添加することができる。ただし、0.01%を超える添加
は耐食性の低下を招くので、添加する場合には0.001 〜
0.01%の範囲とするのが好ましい。
る。なお、不可避的不純物としては、S:0.01%以下、
N:0.01%以下、O:0.01%以下が許容できる。次に、
本発明の熱間圧延条件について説明する。 ・スラブの加熱 スラブの加熱温度は、1000℃に満たないと鋼板の表面品
質の劣化が著しく、一方、1300℃を超えると鋼の結晶粒
が粗大化して、材質の均質性および延性の劣化を招くの
で、1000〜1300℃の範囲が好ましい。なお、加熱時間に
ついては、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60
分以下程度とすることが好ましい。
バーとされる。粗圧延条件については、特に規定する必
要はない。粗圧延後、シートバーは仕上圧延を施され
る。 ・仕上圧延における圧延終了温度:780 〜980 ℃ 仕上圧延終了温度(FDT)が780 ℃に満たないと鋼中
に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方、980 ℃
を超えると組織が粗大化し、フェライト変態が遅延して
成形性の低下を招く。このため、FDTは780 〜980 ℃
の範囲とする。 ・仕上圧延後、620 〜780 ℃の範囲内の第1の温度まで
急冷し、この第1の温度に1.0 〜10秒間等温保持するか
または前記第1の温度から該第1の温度未満600℃以上
の範囲内の第2の温度まで冷却速度20℃/s以下で徐冷 仕上圧延後、初析フェライト域のノーズ近傍である620
〜780 ℃の範囲内の第1の温度まで急冷し、この第1の
温度に1〜10秒間等温保持するかまたは前記第1の温度
から該第1の温度未満600 ℃以上の範囲内の第2の温度
まで冷却速度20℃/s以下で徐冷することにより、主相で
ある初析フェライトを容易に得ることができる。FDT
から第1の温度までの急冷の冷却速度はフェライト変態
の促進および結晶粒微細化の観点から50℃/s以上が好ま
しい。
えると仕上圧延機出側の等温保持ゾーンを長大にする必
要があり、実機ラインでは実施困難である。一方、保持
時間が1秒未満ではフェライトの生成量が不足する。ま
た、徐冷処理の場合、第1の温度から第2の温度までの
冷却速度が20℃/sを超えるとフェライトの生成量が不足
する。また、徐冷を停止する温度すなわち第2の温度
は、600 ℃を下回るとパーライト変態が生じる可能性が
あるので、600℃以上とする。
水を停止し、鋼板表面上の冷却水を除去する方法等が採
用できる。 ・300 〜500 ℃の範囲内の第3の温度まで冷却して巻き
取り、巻き取ったコイルを300 〜500 ℃の温度範囲で、
温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30
〜300 分保持 第3の温度(巻き取り温度あるいは巻き取り後の保持温
度)が500 ℃を超えるとベイナイト変態が過度に進行
し、一方、第3の温度が300 ℃未満では過度にベイナイ
ト変態が抑制されたり、オーステナイトがマルテンサイ
ト変態を起こすため残留オーステナイトが得られなくな
る。また、300 〜500 ℃の温度範囲での保持時間が30分
未満ではベイナイト変態が十分に起こらずオーステナイ
ト中へのCの濃化が不十分となり、300 分を超えるとC
のオーステナイトへの濃化はほぼ飽和する。また、300
〜500 ℃の温度範囲での保持中に、コイルの温度変化速
度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲から外れる、すなわ
ち、コイルの温度が急激に変化するとコイル内での材質
のばらつきが大きくなる。よって、上記のように規定し
た。
焼鈍炉のような設備を採用できる。なお、箱型焼鈍炉を
用いて300 〜500 ℃の温度範囲でのコイル保持を行う場
合、巻き取りの後、コイルを箱型焼鈍炉に装入するまで
の間にコイルが空冷されて、コイル外表面の温度変化速
度が−30℃/hを下回ってしまうことが考えられる。この
状態で長時間コイルを放置するとコイルの外表面のみに
部分的にマルテンサイト変態が生じてしまいコイル内部
とコイル外表面とでの特性が変わってしまう。したがっ
て、巻き取り後速やかにコイルを箱焼鈍炉に装入する必
要があり、少なくともコイル外表面がマルテンサイト変
態点に達する前に300 〜500 ℃の温度範囲での保持を開
始する必要がある。
での冷却速度は、50℃/s未満であるとパーライト変態が
生じる可能性があり、パーライト変態が生じると所望の
特性を得難いので、50℃/s以上とするのが好ましい。
00℃に加熱後、粗圧延し、次いでFDTが860 ℃になる
仕上圧延を行った後、冷却速度60℃/sで第1の温度(70
0℃を選択)まで冷却し、この温度に10秒間等温保持し
てから、冷却速度60℃/sで第3の温度(400 ℃を選択)
まで冷却し、コイル状に巻き取った後、この温度に180
分等温保持してから、室温まで空冷し、板厚2.9mm の熱
延鋼板とした。得られた熱延鋼板の長手方向中央部から
JIS5号引張試験片を切り出し、引張試験を行った。
その結果を表2に示す。
上を目標としている。表2より、TS×Elは、鋼組
成、熱間圧延条件とも本発明範囲内にある実施例では目
標に達するが、鋼組成が本発明範囲を外れる比較例では
達していない。また、表1に示した各スラブを、1200℃
に加熱後、粗圧延した後、図2に示すパターンに従い、
FDTで仕上圧延後、冷却速度60℃/sで初析フェライト
域のノーズ近傍の第1の温度T1 (℃)まで冷却した
後、時間t1 (s)の等温保持、または第1の温度T1
(℃)から第2の温度T2 (℃)まで冷却速度CR1 (℃
/s)で時間t2 の間徐冷を行い、次いで第3の温度T3
(℃)まで冷却速度CR2 (℃/s)で冷却し巻き取り、そ
のまま時間t3 (min )の間300 〜500 ℃の温度範囲に
コイルの温度制御を行った後、室温まで空冷して、板厚
2.9mm の熱延鋼板とした。ここで、コイルの温度制御
は、巻き取り後にコイルを箱型焼鈍炉に装入することに
より行い、温度制御中はコイル外周面幅端部の温度を測
定し、温度変化が最も急激となった時の温度変化速度CR
3 (℃/h)を求めた。なお、比較のためにコイルの温度
制御を行わないで、巻き取り後空冷という条件も一部の
鋼について追加した。得られた熱延鋼板の長手方向の複
数部位からJIS5号引張試験片を切り出し、引張試験
を行った。
これら条件にて製造したコイルの鋼板長手方向中央部の
引張特性、および長手方向の材質差(長手方向各部位の
材質データ範囲)を表3に示す。また、鋼板長手方向に
わたる伸びの分布例をコイルNo.1(実施例)とNo.7
(比較例)について図3に示す。
造した実施例では、TS×Elが目標をクリアし、しか
も長手方向の材質差が極めて小さい。これに対し、本発
明を逸脱して製造した比較例では、長手方向の材質差が
大きいか、または材質差が小さくても目標とするTS×
Elが得られていない。
り後の冷却速度の影響を受けにくくなり、鋼板長手ある
いは幅方向で均一な材質を有する高加工性熱延高張力鋼
板を得ることができるという優れた効果を奏する。
図(CCT図)である。
である。
フである。
Claims (3)
- 【請求項1】 mass%で、C:0.05〜0.40%、Si:1.0
〜3.0 %、Mn:0.6〜3.0 %、Al:0.3 %以下、P:0.2
%以下を含む鋼組成になるスラブを加熱し、粗圧延
後、圧延終了温度が780 〜980 ℃となる仕上圧延を行
い、次いで620 〜780 ℃の範囲内の第1の温度まで急冷
し、この第1の温度に1.0 〜10秒間等温保持するかまた
は前記第1の温度から該第1の温度未満600 ℃以上の範
囲内の第2の温度まで冷却速度20℃/s以下で1.0 〜10秒
間徐冷し、次いで300 〜500 ℃の範囲内の第3の温度ま
で冷却して巻き取り、巻き取ったコイルを300 〜500 ℃
の温度範囲で、温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下
の範囲として30〜300 分保持した後、空冷することを特
徴とする材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の
製造方法。 - 【請求項2】 前記第1の温度または第2の温度から第
3の温度まで冷却速度50℃/s以上で冷却する請求項1記
載の方法。 - 【請求項3】 前記鋼組成がさらに、mass%で、Cr:0.
2 〜2.0 %、Ti:0.005 〜0.25%、Nb:0.003 〜0.1
%、Ca:0.001 〜0.01%のうちから選ばれた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または2
に記載の方法。
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