JP2007119883A - 加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 - Google Patents
加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法および高炭素冷延鋼板 Download PDFInfo
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】所定の成分からなる鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延し、120℃/秒超えの冷却速度で500℃以上650℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、2次冷却により500℃以上650℃以下の温度に保持した後、600℃以下の温度で巻取り、次いで、酸洗後、箱型焼鈍法により、600℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍した後、冷圧率30%以上で冷間圧延を行い、次いで、連続焼鈍法により、(Ac1-50℃)以上Ac1変態点以下の温度で均熱時間100〜600秒の焼鈍を行うことにより、フェライト平均粒径が2.0μm以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満、粒内炭化物の体積率が10%以下であるフェライト粒の体積率が50%以上である組織を有する高炭素冷延鋼板が製造される。
【選択図】なし
Description
[1]質量%で、C:0.2〜0.7 %、Si:0.01〜0.35%、Mn:0.1〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下、Cr:0.05〜0.30%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延し、次いで、120℃/秒超えの冷却速度で500℃以上650℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により500℃以上650℃以下の温度に保持した後、600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、箱型焼鈍法により、600℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍した後、冷圧率30%以上で冷間圧延を行い、次いで、連続焼鈍法により、(Ac1-50℃)以上Ac1変態点以下の温度で均熱時間100〜600秒の焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法。
[2]前記[1]において、前記鋼として、さらに、質量%でB:0.0005〜0.0030%、Mo:0.005〜0.5%、Ti:0.005〜0.05%、Nb:0.005〜0.1%の一種または二種以上を含有することを特徴とする加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法。
[3][1]または[2]のいずれかに記載の製造方法により製造された高炭素冷延鋼板であって、前記高炭素冷延鋼板は、フェライト平均粒径が2.0μm以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満、粒内炭化物の体積率が10%以下であるフェライト粒の体積率が50%以上である組織を有することを特徴とする加工性に優れた高炭素冷延鋼板。
また、上記高炭素冷延鋼板を用いることにより、ギアに代表される変速機部品等の加工において加工度を高くとることができ、その結果、製造工程を省略して低コストで部品等を製造することが可能となる。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由は以下の通りである。
(1)C:0.2〜0.7%
Cは、炭素鋼において最も基本になる合金元素である。その含有量によって、焼入れ硬さおよび焼鈍状態での炭化物量が大きく変動する。C含有量が0.2%未満では、自動車用部品等に適用する上で十分な焼入れ硬さが得られない。一方、C含有量が0.7%を超えると熱間圧延後の靭性が低下して鋼帯の製造性、ハンドリングが悪くなるとともに、加工度の高い部品への適用が困難となる。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、C含有量は0.2%以上0.7%以下とする。
Siは、焼入れ性を向上させる元素である。Siが0.01%未満では焼入れ時の硬さが不足する。一方、Siが0.35%を超えると固溶強化により、フェライトが硬化し、延性および伸びフランジ性が劣化し、成形加工時に割れ発生の原因となる。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、Si含有量は0.01%以上0.35%以下、好ましくは0.01%以上0.30%以下とする。
Mnは、Siと同様に焼入れ性を向上させる元素である。また、SをMnSとして固定し、スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。Mnが0.1%未満では、これらの効果が十分に得られず、また焼入れ性は大幅に低下する。一方、Mnが0.9%を超えると固溶強化により、フェライトが硬化し、加工性の劣化を招く。したがって、適度な焼入れ硬さと加工性を兼ね備えた鋼板を提供する観点から、Mn含有量は0.1%以上0.9%以下、好ましくは0.1%以上0.8%以下とする。
Pは粒界に偏析し、延性や靭性を劣化させるため、P含有量は0.03%以下、好ましくは0.02%以下とする。
Sは、MnとMnSを形成し、延性および伸びフランジ性を劣化させるため、低減しなければならない元素であり、少ない方が好ましい。しかし、S含有量が0.035%までは許容できるため、S含有量は0.035%以下、好ましくは0.030%以下とする。
Alは過剰に添加するとAlNが多量に析出し、焼入性を低下させるため、Al含有量は0.08%以下とする。
Nは過剰に含有している場合は延性の低下をもたらすため、N含有量は0.01%以下とする。
Crは熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、延性および伸びフランジ性を向上させ、かつ焼入れ性を向上させる重要な元素である。しかし、Cr含有量が0.05%未満では十分な効果が得られない。一方、0.30%を超えて含有しても、焼入れ性は向上するが、初析フェライト生成の抑制効果が飽和するとともに、コスト増となる。したがって、Cr含有量は0.05%以上0.30%以下とする。
(1)フェライト平均粒径:2.0μm以上
フェライト平均粒径(フェライト粒の平均粒径)が2.0μm未満の微細粒となると強度上昇が顕著となり、プレス加工時の負荷が増大する。また、強度の上昇にともない、延性の低下を招き、加工性が劣化する。以上の理由により、フェライト平均粒径2.0μm以上とする。一方、フェライト平均粒径の上限は特に規定しないが、10μm超えでは、打抜き端面性状およびプレス加工後の表面性状が劣化するため、10μm以下とすることが好ましい。なお、フェライト平均粒径は、後述のように製造条件、特に熱間圧延後の1次冷却停止温度、2次冷却保持温度および巻取温度により、制御することができる。
炭化物平均粒径は、加工性一般および穴拡げ加工におけるボイドの発生に大きく影響するため、重要な要素である。炭化物が微細になるとボイドの発生は抑制できるが、炭化物平均粒径が0.10μm未満になると、硬さの上昇に伴い延性が低下し、伸びフランジ性も劣化する。一方、炭化物平均粒径の増加にともない加工性一般は向上するが、2.0μm以上になると、穴拡げ加工におけるボイドの発生により伸びフランジ性が劣化する。以上より、炭化物平均粒径は0.10μm以上2.0μm未満とする。なお、炭化物平均粒径は、後述のように製造条件、特に熱間圧延後の1次冷却停止温度、2次冷却保持温度、巻取温度、そして焼鈍条件により、制御することができる。
炭化物の分散状態は、加工性一般および穴拡げ加工におけるボイドの発生に大きく影響するため、重要な要素である。粒内炭化物の体積率が10%超えであるフェライト粒、すなわち、フェライト粒内に炭化物が微細分散したフェライト粒は、引張変形および穴拡げ加工時にフェライトと炭化物の界面にボイドが発生しやすく、また、炭化物の粒子間距離が短いために、発生したボイドが連結しやすい。さらに、炭化物が微細分散することで、硬さの上昇が著しく、延性や伸びフランジ性が劣位となる。一方、粒内炭化物の体積率が10%以下であるフェライト粒の体積率を50%以上とすることで、鋼板硬さが低下し、さらに、ボイドの発生およびボイドの連結が抑制され、延性および伸びフランジ性が大幅に向上する。よって、本発明では、粒内炭化物の体積率が10%以下であるフェライト粒の体積率を50%以上とする。
鋼を熱間圧延する際の仕上温度が(Ar3変態点-20℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するため、初析フェライト粒が増加し、初析フェライトと球状炭化物を含むフェライトの界面にボイドが発生しやすく、延性および伸びフランジ性が劣化する。そこで、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で仕上圧延する。これにより、組織の均一化を図ることができ、延性や伸びフランジ性の劣化を抑制できる。仕上温度の上限は特に規定しないが、1000℃を超えるような高温の場合、スケール性欠陥が発生し易くなるため、1000℃以下が好ましい。なお、Ar3変態点(℃)は次の式で算出することができる。
Ar3=930.21-394.75C+54.99Si-14.40Mn+5.77Cr (1)
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量(質量%)を表す。
なお、圧延負荷の観点からは、仕上温度は高いほうがよく、700℃以上とすることが好ましく、750℃以上とすることがさらに好ましい。
熱間圧延後の1次冷却方法が徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フェライトが多く生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、初析フェライトの生成が顕著となり、初析フェライトと球状炭化物を含むフェライトの界面にボイドが発生しやすく、延性および伸びフランジ性が劣化する。また、パーライトのコロニーおよびラメラ間隔が増大し、球状化焼鈍時間の長時間化を招き、コストが増大する。従って、熱間圧延後の冷却の冷却速度は120℃/秒超とする。なお、冷却速度の上限は特に制限しないが、例えば、現状の設備上の能力からは700℃/秒である。
ここで、冷却速度とは仕上圧延後の冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。また、仕上圧延後、0.1秒を超え1.0秒未満の時間内で冷却を開始することは、変態後のフェライト結晶粒を微細化し、加工性をより一層向上する上で好ましい。
熱間圧延後の1次冷却停止温度が650℃超えの場合、その後の冷却中にフェライトが生成しやすく、また、パーライトのコロニーおよびラメラ間隔が増大し、1次焼鈍後に未球状炭化物が残存しやすい。この未球状炭化物は冷間圧延時に砕かれ、次に行われる2次焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制し、微細粒となる。また、未球状炭化物の多くは粒内炭化物となる傾向にある。そして、このような細粒硬化および炭化物の微細分散硬化による強度上昇にともない、延性の低下を招き、加工性が劣化する。したがって、熱間圧延後の1次冷却停止温度は650℃以下とする。一方、1次冷却停止温度が500℃未満では、鋼板の形状が劣化し、また、等軸フェライト粒が得られず、加工性が劣化することがある。よって、1次冷却停止温度は500℃以上とする。
高炭素鋼板の場合、1次冷却停止後に、初析フェライト変態、パーライト変態、ベイナイト変態に伴い、鋼板温度が上昇することがあり、1次冷却停止温度が650℃以下であっても、1次冷却終了から、巻取までに温度が上昇した場合、初析フェライトが生成するとともに、パーライトのラメラ間隔が粗大化する。そのため、1次焼鈍後の未球状炭化物により、加工性が劣化する。また、1次冷却終了から、巻取までに、温度が500℃未満になると、鋼板の形状が劣化し、また、等軸フェライト粒が得られず、加工性が劣化することがある。これらの理由により、2次冷却により、1次冷却終了から巻取までの温度を制御することは重要であり、1次冷却終了から巻取まで500℃以上650℃以下の温度で保持することとする。このように500℃以上650℃以下の温度で保持することにより、加工性の劣化を防止することができる。なお、この場合の2次冷却はラミナー冷却等により行うことができる。
巻取温度が高いほど、パーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、巻取温度が600℃超えでは、未球状炭化物が残存しやすく、これにより加工性が劣化することがある。したがって、巻取温度は600℃以下とする。なお、巻取温度の下限は特に規定しないが、低温になるほど鋼板の形状が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
巻取後の熱延鋼板は、冷間圧延を行う前にスケール除去のため、酸洗を施す。酸洗は常法にしたがって行えばよい。
熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を行うが、その前に炭化物を球状化するために1次焼鈍(球状化焼鈍)を行う。この1次焼鈍温度が600℃未満の場合、炭化物の球状化が不十分となり、焼鈍効果が得られない。一方、1次焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化し、冷却中に再度パーライトを生成するため、球状化組織が得られない。以上より、1次焼鈍温度は600℃以上Ac1変態点以下とする。なお、本発明では冷間圧延後、2次焼鈍を連続焼鈍法にて行う。そのため、炭化物の球状化率は高いほうが好ましく、80%以上とすることが好ましい。球状化率を80%以上とするためには、1次焼鈍温度を680℃以上とすることが好ましく、1次焼鈍時間を40時間超えとすることが好ましい。ここで、球状化率は、全炭化物数に対するアスペクト比が3以下である球状炭化物数の割合とする。また、本発明では、炭化物の完全球状化のため、1次焼鈍は箱型焼鈍法により行うものとする。
冷間圧延を行うことにより、2次焼鈍時のフェライトの再結晶を助長し、フェライト粒が等軸となり、加工性が向上する。しかし、冷間圧延の圧下率が30%未満では上記効果が得られないばかりか、2次焼鈍後に未再結晶部が残存し、かえって加工性を劣化させる。したがって、冷間圧延の圧下率を30%以上とする。なお、圧下率の上限は特に制約はないが、圧延負荷の問題から80%以下とすることが好ましい。
冷間圧延後、フェライト再結晶のために2次焼鈍(再結晶焼鈍)を行う。2次焼鈍温度が(Ac1-50℃)未満の場合、または、2次焼鈍温度が本発明範囲内であっても均熱時間が100秒未満の場合、軟化もしくは再結晶が不十分となる。したがって、2次焼鈍温度は(Ac1-50℃)以上、均熱時間は100秒以上、好ましくは180秒以上とする。一方で、2次焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化し、冷却中に再度パーライトが生成するため、硬度が高くなり加工性が劣化する。また、2次焼鈍の目的はフェライトが再結晶さえすればよく、長時間の焼鈍は効果が飽和する。よって、2次焼鈍温度はAc1変態点以下、均熱時間は600秒以下とする。なお、Ac1変態点(℃)は次の式で算出することができる。
Ac1=754.83-32.25C+23.32Si-17.76Mn+17.13Cr (2)
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量(質量%)を表す。
なお、2次焼鈍は、連続焼鈍法にて行うものとする。
このように製造条件の制御のみならず、炭化物平均粒径および炭化物の分散状態を制御することにより、ボイドの連結および成長を抑制することができる。
サンプルの板厚断面での光顕組織から,JIS G 0552に記載の切断法により行った。
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡にてミクロ組織を撮影し、50μm×50μmの範囲で炭化物粒径の測定を行った。
サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、走査型電子顕微鏡にて約2000倍で、約3000個のフェライト粒を観察し、各フェライト粒について、フェライトの面積と粒内炭化物の面積比により求めた。
試料の切断面をバフ研磨仕上後、板厚中央部にて荷重500gfの条件下でヴィッカース硬さ(Hv)を測定した。
圧延方向に対して90°の方向にJIS5号試験片を切り出した後、クロスヘッド10mm/min、標点間距離l0=50mmの条件下で引張試験を行い、試験後の標点間距離lを測定して、次式で定義される伸び量:Elを求めた。
El=100×(l-l0)/l0 (1)
<伸びフランジ性>
サンプルを、ポンチ径d0=10mm、ダイス径10.46mm(クリアランス20%)の打抜き工具を用いて打抜き後、穴拡げ試験を実施した。穴拡げ試験は、円筒平底ポンチ(50mmφ、5R)にて押し上げる方法で行い、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径d1を測定して、次式で定義される穴拡げ率:λ(%)を求めた。
λ=100×(d1-d0)/d0 (2)
以上の測定により得られた結果を表3に示す。なお、伸びフランジ性は穴拡げ率λで評価した。
中でも、フェライト平均粒径が2.0μm未満、かつ炭化物平均粒径が下限である0.10μm未満と、本発明の範囲外である鋼板No.10、11は、強度上昇が顕著となり、延性の低下を招き、加工性が劣っている。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.2〜0.7%、Si:0.01〜0.35%、Mn:0.1〜0.9%、P:0.03%以下、S:0.035%以下、Al:0.08%以下、N:0.01%以下、Cr:0.05〜0.30%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を、(Ar3変態点-20℃)以上の仕上温度で熱間圧延し、
次いで、120℃/秒超えの冷却速度で500℃以上650℃以下の冷却停止温度まで1次冷却し、次いで、2次冷却により500℃以上650℃以下の温度に保持した後、
600℃以下の温度で巻取り、酸洗後、
箱型焼鈍法により、600℃以上Ac1変態点以下の温度で球状化焼鈍した後、
30%以上の冷圧率で冷間圧延を行い、
次いで、連続焼鈍法により、(Ac1-50℃)以上Ac1変態点以下の温度で均熱時間100〜600秒の焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法。 - 前記鋼として、さらに、質量%でB:0.0005〜0.0030%、Mo:0.005〜0.5%、Ti:0.005〜0.05%、Nb:0.005〜0.1%の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の加工性に優れた高炭素冷延鋼板の製造方法。
- 請求項1または2に記載の製造方法により製造された高炭素冷延鋼板であって、前記高炭素冷延鋼板は、フェライト平均粒径が2.0μm以上、炭化物平均粒径が0.10μm以上2.0μm未満、粒内炭化物の体積率が10%以下であるフェライト粒の体積率が50%以上である組織を有することを特徴とする加工性に優れた高炭素冷延鋼板。
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