JP2010077536A - 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】自動車、家電製品などの素材として用いられる冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】該冷延鋼板は、重量％でＣ:０.００３％以下、Ｓ:０.００３〜０.０３％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、さらにＭｎ:０.０３〜０.２％とＣｕ:０.００５〜０.２％の１種、または２種を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０、０.５×Ｃｕ/Ｓ:１〜１０、Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物の平均大きさが０.２μｍ以下に分布し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成る。該冷延鋼板は、微細なＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物によって結晶粒中の固溶炭素量が調節され耐時効特性とともに加工性が改善される。
【選択図】図１
【解決手段】該冷延鋼板は、重量％でＣ:０.００３％以下、Ｓ:０.００３〜０.０３％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、さらにＭｎ:０.０３〜０.２％とＣｕ:０.００５〜０.２％の１種、または２種を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０、０.５×Ｃｕ/Ｓ:１〜１０、Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物の平均大きさが０.２μｍ以下に分布し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成る。該冷延鋼板は、微細なＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物によって結晶粒中の固溶炭素量が調節され耐時効特性とともに加工性が改善される。
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車、家電製品などの素材として用いられる冷延鋼板に関するものである。より詳しくは、結晶粒中の固溶炭素量の臨界値を微細な析出物によって調節することで、耐時効特性および加工性が改善された冷延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車、家電製品に用いられる冷延鋼板には、強度と成形性の確保、かつ耐時効特性が要求される。時効は、固溶元素(Ｃ、Ｎ)が転位に固着することにより硬化が起こりながらストレッチャーストレイン(Ｓｔｒｅｔｃｈｅｒ Ｓｔｒａｉｎ)という欠陥を引き起こす、いわゆる変形時効現象である。
冷延鋼板の耐時効性は、アルミニウムキルド鋼のバッチ焼鈍によって確保可能である。しかし、バッチ焼鈍は焼鈍時間が長いため生産性が低く、部位別に材質バラツキが激しいとの短所がある。そのため、Ｔｉ、Ｎｂのような強力な炭、窒化物形成元素を添加して連続焼鈍するＩＦ鋼(Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ Ｓｔｅｅｌ)を主に用いている。
ＩＦ鋼を製造するためには、強力な炭、窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂなどを添加しなければならない。これらの元素は、再結晶温度を上昇させるため、高温で焼鈍せざるを得ない。そのため、生産性が低くなり、エネルギーを過多に使用し原価が上昇するばかりでなく、種々の公害を引き起こす。また、高温で焼鈍すると、クラックや形状欠陥などの様々な欠陥が生じやすい短所がある。また、Ｔｉ、Ｎｂは酸化性が強いため、製鋼中、多くの非金属介在物を生成して鋼板の表面欠陥を引き起こしてしまう。また、ＩＦ鋼は、結晶粒界が脆弱で、加工後に脆性が発生する、いわゆる２次加工脆性が生じるような短所がある。これを防ぐために、Ｂなどの元素を添加している。特に、ＩＦ鋼の場合、メッキ及び塗装などの表面処理を施す製品において多くの欠陥を引き起こす短所がある。
かかる問題を解決すべく、ＴｉやＮｂを添加しないＴｉ、Ｎｂ非添加鋼が提案されている。その例として、日本公開特許公報平６-０９３３７６、６-０９３３７７、６-２１２３５４号は、Ｔｉ、Ｎｂを添加しない代わりに、Ｂを０.０００１〜０.００３％添加した鋼にＣ:０.０００１〜０.００１５％となるように厳密に管理して耐時効性を改善する技術が開示されている。しかし、該先行技術では、耐時効性は十分ではなく、耐時効性確保のために焼鈍後に急冷を薦めている。この場合、殆どは水冷をするため、水冷時に発生する酸化被膜を除去するために再び酸洗処理を施し、そのため表面が不具合となり、追加費用がかかる。また、これらの鋼種は強度が低い短所がある。また、面内異方性が劣悪なためシワと耳(ｅａｒ)が発生し、素材の浪費が多いとの短所がある。
一方、本発明者は大韓民国公開特許公報２０００-００３９１３７号にＴｉ、Ｎｂを添加せずに延性を向上させ、張出し加工特性の優れた冷延鋼板の製造方法を提案した事がある。該冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００２％以下、Ｍｎ:０.０５〜０.３％、Ｓ:０.０１５％以下、Ｐ:０.０１５％以下、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.００１〜０.００５％、上記Ｃ+Ｎ+Ｓ+Ｐが０.０２５％以下を満足し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的に含有される元素を含んだ鋼スラブを、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延し、その後７５０℃以下の温度で巻取った後、５０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、６５０〜８５０℃範囲の温度で１０秒以上連続焼鈍するものである。こうして得られた冷延鋼板は耐時効性を確保しつつ、延性が優れる。該冷延鋼板は、Ｃ+Ｎ+Ｓ+Ｐを０.０２５％以下に制御するため、製造工程で脱硫及び脱リン能力を強化しなければならず、生産性及び原価の側面において非常に不利である。また、材質の側面においては降伏強度が低すぎてより厚い素材を使用せざるを得ない問題点がある。また、加工時には面内異方性指数(Δｒ値)が高すぎてシワが過多発生し、破断される問題点がある。
また、本発明者は大韓民国公開特許公報２００２−００４９６６７号に引長強度３４０ＭＰａ級の高強度鋼において降伏強度を向上させることのできる冷延鋼板の製造方法を提案した事がある。該冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｍｎ:０.１％以下、 Ｓ:０.００３〜０.０２％、Ｐ:０.０３〜０.０７％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.００５％以下、Ｃｕ:０.０５〜０.３％、Ｃｕ/Ｓ原子比２〜１０である鋼をＡｒ３変態点以上として熱間圧延し、５０〜９０％の圧下率で冷間圧延し、７００〜８８０℃範囲の温度で１０秒〜５分間連続焼鈍することである。こうして得られた冷延鋼板は、３４０ＭＰａ級の高強度鋼において降伏強度を２４０ＭＰａレベルに増加されている。しかし、時効指数が３０ＭＰａより大きいため耐時効特性を確保することができず、また、塑性異方性指数(ｒｍ)が１.８レベルで面内異方性指数も０.５以上と高く、シワが過多発生して破断されるような不具合がある。
一方、降伏強度の高い耐時効冷延鋼板で極低炭素鋼にＰの含量を高めつつ、０.３〜０.７％のＭｎとＴｉを添加した冷延鋼板が知られている。該冷延鋼板は、延性−脆性遷移温度が０〜３０℃で常温でも衝撃時に破断が起こる程、耐２次加工脆性が良くない。
本発明は、Ｔｉ、Ｎｂを添加せず加工性および耐時効特性の改善された冷延鋼板及びその製造方法を提供することにその目的がある。さらに、本発明では降伏強度、強度−延性バランス特性、耐２次加工脆性が優れており、一定レベル以上の塑性異方性指数を有しながらも面内異方性の小さい冷延鋼板及びその製造方法を提供することにその目的がある。
上記目的を達成するための本発明の冷延鋼板は、重量％で、Ｃ:０.００３％以下、Ｓ:０.００３〜０.０３％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、さらにＭｎ:０.０３〜０.２％とＣｕ:０.００５〜０.２％の１種または２種を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０、０.５×Ｃｕ/Ｓ:１〜１０、Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物の平均大きさが０.２μｍ以下であり、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。
かかる本発明の冷延鋼板は、ＭｎとＣｕの添加形態によって３種類に分けられる。即ち、(１)Ｍｎ単独添加鋼(Ｃｕ無添加、以下、ＭｎＳ析出鋼と表記する場合もある)、(２)Ｃｕ単独添加鋼(Ｍｎ無添加、以下、ＣｕＳ析出鋼と表記する場合もある)、(３)ＭｎとＣｕ添加鋼(以下、ＭｎＣｕ析出鋼と表記する場合もある)がある。
(１)ＭｎＳ析出鋼は、重量％で、Ｃ:０.００３％以下、Ｓ:０.００５〜０.０３％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｍｎ:０.０５〜０.２％、上記 Ｍｎ、Ｓが次の条件０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０を満足し、ＭｎＳ析出物の平均大きさが０.２μｍ以下で、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。該鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ:０.００３％以下、Ｓ:０.００５〜０.０３％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｍｎ:０.０５〜０.２％、上記Ｍｎ、Ｓが次の条件０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０を満足し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延し、２００℃/ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取ってから冷間圧延して連続焼鈍するものである。
(２)ＣｕＳ析出鋼は、重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｓ:０.００３〜０.０２５％、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｃｕ:０.０１〜０.２％、上記Ｃｕ、Ｓが次の条件０.５×Ｃｕ/Ｓ:１〜１０を満足し、ＣｕＳ析出物の平均大きさが０.１μｍ以下で、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。該鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｓ:０.００３〜０.０２５％、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｃｕ:０.０１〜０.２％、上記Ｃｕ、Ｓが次の条件０.５×Ｃｕ/Ｓ:１〜１０を満足し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延し、３００℃/ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取った後、冷間圧延して、連続焼鈍するものである。
(３)ＭｎＣｕ析出鋼は、重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｓ:０.００３〜０.０２５％、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｍｎ:０.０３〜０.２％ Ｃｕ:０.００５〜０.２％を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物の平均大きさが０.２μｍ以下で、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。該鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｓ:０.００３〜０.０２５％、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｍｎ:０.０３〜０.２％ 、Ｃｕ:０.００５〜０.２％を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延し、３００℃/ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取ってから、冷間圧延して、連続焼鈍するものである。
上記した本発明の冷延鋼板らは、引長強度２８０ＭＰａ級の軟質冷延鋼板と、３４０ＭＰａ級以上の高強度冷延鋼板でも適用され得る。
２８０ＭＰａ級の軟質鋼板の場合には、重量％で、Ｃ:０.００３％以下、Ｓ:０.００３〜０.０３％、Ａｌ:０.０１〜０.１％、Ｎ:０.００４％以下、Ｐ:０.０１５％以下、さらにＭｎ:０.０３〜０.２％とＣｕ:０.００５〜０.２％の１種または２種を含有し、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０、０.５×Ｃｕ/Ｓ:１〜１０、Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物の平均大きさが０.２μｍ以下で、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るものである。
３４０ＭＰａ級以上の高強度冷延鋼板の場合には、上記した軟質冷延鋼板で固溶強化元素であるＰ、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２種がさらに含有される鋼種と、析出強化元素であるＮの含量を高めた鋼種に分けられる。即ち、上記した軟質冷延鋼板にＰ:０.２％以下、Ｓｉ:０.１〜０.８％、Ｃｒ:０.２〜１.２％の１種または２種が含有されることが好ましい。Ｐが単独に含有される場合には、Ｐの含量は０.０３〜０.２％が好ましい。若しくは、Ｎの含量を０.００５〜０.０２％に上げ、Ｐの含量を０.０３〜０.０６％としてＡｌＮ析出物により高強度特性を確保することができる。
本発明の冷延鋼板で加工性をより改善したい場合は、Ｍｏを０.０１〜０.２％さらに含むことができ、非時効特性を確保したい場合はＶを０.０１〜０.２％さらに含むことができる。
以下、本発明を詳しく説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂを添加せず耐時効特性を改善するための研究過程において、次のような新知見を得た。即ち、微細なＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物が結晶粒中の固溶炭素量を好適に調節して、耐時効特性を改善するとのことである。これらの析出物は、析出強化による降伏強度の上昇と強度−延性バランス特性の改善、かつ面内異方性指数にも肯定的な影響を与える。
図１に示しているように、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物が微細に分布するほど結晶粒中の固溶炭素量が減っていることが判る。結晶粒中に残存する固溶炭素は、移動が比較的自在であるため、可動転位と結合して時効特性に影響を及ぼすこととなる。従って、結晶粒中の固溶炭素量を一定レベル以下に減らせば、耐時効特性が改善される。耐時効特性を確保するためには結晶粒中の固溶炭素量は、少なくとも２０ｐｐｍ以下、好ましくは、１５ｐｐｍ以下のレベルである。図１は、炭素含量が０.００３％の鋼に関するものであって、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物が約０.２μｍ以下で分布する場合、結晶粒中の固溶炭素量を２０ｐｐｍ以下に調節することができる。結晶粒中の固溶炭素量を最も好ましき条件である１５ｐｐｍ以下に調節するための析出物の大きさは、図１で見た時、ＭｎＳ析出物の場合に約０.２μｍ以下、ＣｕＳ析出物の場合に約０.１μｍ以下、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓ析出物の場合に０.１μｍ以下である。
このように、結晶粒中の固溶炭素量を２０ｐｐｍ以下のレベルに調節するためには鋼中に添加する炭素の含量を０.００３％以下にしつつ、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓ析出物を微細に分布させることが重要である。本発明では、微細なＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓを利用することによって、製鋼工程において鋼中の炭素含量を負荷の少ない０.００３％まで拡大することができる。
かかる新たな事実に注目して析出物を微細に分布させる方案について研究することに至った。その結果、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの含量とこれらの成分比を調節することが必要であること、これと共に熱間圧延が終了したのち冷却速度を調節して微細な析出物を得ることができることを見出した。
図２ａは、０.００１８％Ｃ−０.１５％Ｍｎ−０.００８％Ｐ−０.０１５％Ｓ−０.０３％Ａｌ−０.００１２％Ｎである鋼(０.５８×Ｍｎ/Ｓ:５.８)を熱間圧延後、冷却速度による析出物の大きさを調査したグラフである。図２ａを見れば、ＭｎとＳの成分比(０.５８×Ｍｎ/Ｓ)が１０以下を満足する鋼種に対して冷却速度を調節するとＭｎＳの析出物大きさが０.２μｍ以下を満足することができることが確認できる。
また、図３ａは、０.００１８％Ｃ−０.０１％Ｐ−０.００８％Ｓ−０.０５％Ａｌ−０.００１４％Ｎ−０.０４１％Ｃｕである鋼(０.５×Ｃｕ/Ｓ:２.５６)を熱間圧延後、冷却速度による析出物の大きさを調査したグラフである。図３ａを見れば、ＣｕとＳの成分比(０.５×Ｃｕ/Ｓ)が１０以下を満足する鋼種に対して冷却速度を調節するとＣｕＳの析出物大きさが０.１μｍ以下を満足することができることが確認できる。
また、図４ａは０.００２５％Ｃ−０.１３％Ｍｎ−０.００９％Ｐ−０.０１５％Ｓ−０.０４％Ａｌ−０.００２９％Ｎ−０.０４％Ｃｕである鋼(Ｍｎ+Ｃｕ:０.１７、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:５.６７)を熱間圧延後、冷却速度に応じた析出物の大きさを調べたグラフである。図４ａを見れば、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの成分比(０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ)が２０以下を満足する鋼種に対して冷却速度を調節すると、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物大きさが０.２μｍ以下を満足することができることが確認できる。
本発明の冷延鋼板は、降伏強度が高く、鋼板の厚さを減らすことができ、かつ軽量化効果がある。また、面内異方性が低いため、加工時にシワ発生が少なく、かつ加工後には耳(ｅａｒ)の発生が少ないとの長所がある。かかる本発明の冷延鋼板及びその製造方法を以下に具体的に説明する。
[本発明の冷延鋼板]
炭素(Ｃ)の含量は、０.００３％以下が好ましい。
炭素含量が０.００３％以上の場合、鋼中の固溶炭素量が多くて耐時効性の確保が困難であり、焼鈍板の結晶粒が微細となり延性が著しく低くなる。より好ましくは、炭素(Ｃ)の含量が０.０００５〜０.００３％である。炭素(Ｃ)の含量が０.０００５％未満の場合には熱延板の結晶粒が粗大なため強度が低くなり、面内異方性が高くなり得るからである。本発明では、結晶粒中の固溶炭素量を下げることができるので、炭素含量を０.００３％まで上げることができる。従って、炭素含量を極力下げるための脱炭処理を省略することができる。そのための炭素の含量は、０.００２％超〜０.００３％以下の範囲である。
炭素(Ｃ)の含量は、０.００３％以下が好ましい。
炭素含量が０.００３％以上の場合、鋼中の固溶炭素量が多くて耐時効性の確保が困難であり、焼鈍板の結晶粒が微細となり延性が著しく低くなる。より好ましくは、炭素(Ｃ)の含量が０.０００５〜０.００３％である。炭素(Ｃ)の含量が０.０００５％未満の場合には熱延板の結晶粒が粗大なため強度が低くなり、面内異方性が高くなり得るからである。本発明では、結晶粒中の固溶炭素量を下げることができるので、炭素含量を０.００３％まで上げることができる。従って、炭素含量を極力下げるための脱炭処理を省略することができる。そのための炭素の含量は、０.００２％超〜０.００３％以下の範囲である。
硫黄(Ｓ)の含量は、０.００３〜０.０３％が好ましい。
硫黄(Ｓ)の含量が０.００３％未満の場合にはＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓ析出量が少ないばかりでなく、析出物の大きさが極めて粗大なため耐時効性が良くない。硫黄含量が０.０３％超の場合には固溶された硫黄の含量が多く延性及び成形性が著しく低くなり、赤熱脆性の恐れがある。本発明においてＭｎＳ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０.００５〜０.０３％が好ましい。また、ＣｕＳ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０.００３〜０.０２５％が好ましい。また、ＭｎＣｕ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０.００３〜０.０２５％が好ましい。
硫黄(Ｓ)の含量が０.００３％未満の場合にはＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓ析出量が少ないばかりでなく、析出物の大きさが極めて粗大なため耐時効性が良くない。硫黄含量が０.０３％超の場合には固溶された硫黄の含量が多く延性及び成形性が著しく低くなり、赤熱脆性の恐れがある。本発明においてＭｎＳ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０.００５〜０.０３％が好ましい。また、ＣｕＳ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０.００３〜０.０２５％が好ましい。また、ＭｎＣｕ析出鋼の場合に硫黄の含量は、０.００３〜０.０２５％が好ましい。
アルミニウム(Ａｌ)の含量は、０.０１〜０.１％が好ましい。
アルミニウムは、脱酸剤として添加する元素であるが、本発明では鋼中の窒素を析出して固溶窒素による時効を完全に防止するために添加する。アルミニウムの含量が０.０１％未満の場合には、固溶窒素量が多くて時効現象を防止しにくく、アルミニウムの含量が０.１％超の場合には固溶状態で存在するアルミニウム量が多くて延性が低下する。ＣｕＳ析出鋼とＭｎＣｕ析出鋼で好ましきＡｌの含量は、０.０１〜０.０８％である。本発明において窒素(Ｎ)の含量が０.００５〜０.０２％と高くなる場合には、ＡｌＮ析出物による強化効果により高強度鋼板を得ることができる。
アルミニウムは、脱酸剤として添加する元素であるが、本発明では鋼中の窒素を析出して固溶窒素による時効を完全に防止するために添加する。アルミニウムの含量が０.０１％未満の場合には、固溶窒素量が多くて時効現象を防止しにくく、アルミニウムの含量が０.１％超の場合には固溶状態で存在するアルミニウム量が多くて延性が低下する。ＣｕＳ析出鋼とＭｎＣｕ析出鋼で好ましきＡｌの含量は、０.０１〜０.０８％である。本発明において窒素(Ｎ)の含量が０.００５〜０.０２％と高くなる場合には、ＡｌＮ析出物による強化効果により高強度鋼板を得ることができる。
窒素(Ｎ)の含量は、０.０２％以下が好ましい。
窒素は、製鋼中に不可避的に添加される元素で、強化効果のためには０.０２％の範囲まで添加することが好ましい。軟質の鋼板を得たい場合、窒素は０.００４％以下が好ましい。高強度鋼板を得たい場合は０.００５〜０.０２％が好ましい。強化効果のためには、０.００５％以上添加しなければならないが、その添加量が０.０２％を超えると成形性が低下される。窒素により高強度鋼板を得ようとする場合、リンの含量は０.０３〜０.０６％が好ましい。
窒素は、製鋼中に不可避的に添加される元素で、強化効果のためには０.０２％の範囲まで添加することが好ましい。軟質の鋼板を得たい場合、窒素は０.００４％以下が好ましい。高強度鋼板を得たい場合は０.００５〜０.０２％が好ましい。強化効果のためには、０.００５％以上添加しなければならないが、その添加量が０.０２％を超えると成形性が低下される。窒素により高強度鋼板を得ようとする場合、リンの含量は０.０３〜０.０６％が好ましい。
本発明において、ＡｌＮ析出物により高強度を確保しようとする場合には、ＡｌとＮの添加比、即ち、０.５２×Ａｌ/Ｎ(ＡｌとＮは重量％)を１〜５とすることがより好ましい。ＡｌとＮの添加比(０.５２×Ａｌ/Ｎ)が１未満では固溶Ｎによる時効が発生する恐れがあり、５超の場合には強度強化の効果が殆どない。
リン(Ｐ)の含量は、０.２％以下が好ましい。
Ｐは固溶強化の効果が高く、かつｒ(塑性異方性指数)値の低下が小さい元素で、析出物を制御する鋼において高強度を確保する。従って、Ｐにより高強度を確保しようとする場合にＰの含量は０.２％以下が好ましい。Ｐの含量が０.２％超の場合には延性が低下して好ましくない。Ｐ単独添加で高強度を確保する場合には、Ｐの含量は０.０３〜０.２％が好ましい。軟質鋼板の場合には、Ｐの含量は０.０１５％以下が好ましい。ＡｌＮ析出物により高強度を確保する鋼におけるＰの含量は、０.０３〜０.０６％が好ましい。Ｐの含量が０.０３％以上にならないと目標とする強度を確保することができず、０.０６％超の場合には延性及び成形性が低下するからである。Ｓｉ、Ｃｒの添加により高強度を確保する場合にＰの含量は、０.２％以下の範囲で目標とする強度を得るためにＰの含量を適切に調節しても良い。
Ｐは固溶強化の効果が高く、かつｒ(塑性異方性指数)値の低下が小さい元素で、析出物を制御する鋼において高強度を確保する。従って、Ｐにより高強度を確保しようとする場合にＰの含量は０.２％以下が好ましい。Ｐの含量が０.２％超の場合には延性が低下して好ましくない。Ｐ単独添加で高強度を確保する場合には、Ｐの含量は０.０３〜０.２％が好ましい。軟質鋼板の場合には、Ｐの含量は０.０１５％以下が好ましい。ＡｌＮ析出物により高強度を確保する鋼におけるＰの含量は、０.０３〜０.０６％が好ましい。Ｐの含量が０.０３％以上にならないと目標とする強度を確保することができず、０.０６％超の場合には延性及び成形性が低下するからである。Ｓｉ、Ｃｒの添加により高強度を確保する場合にＰの含量は、０.２％以下の範囲で目標とする強度を得るためにＰの含量を適切に調節しても良い。
本発明では、マンガン(Ｍｎ)と銅(Ｃｕ)の１種または２種を添加する。これらは、硫黄(Ｓ)と結合してＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物を形成する。
マンガン(Ｍｎ)の含量は、０.０３〜０.２％が好ましい。
Ｍｎは、鋼中の固溶硫黄をＭｎＳで析出して固溶硫黄による赤熱脆性(Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ)を防止する元素として知られている。本発明においてＭｎは、Ｓ及び/又はＣｕとの含量比及び冷却速度が好適となる場合に微細なＭｎＳ及び/又は(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓとして析出し、耐時効性を基本的に確保しつつ、降伏強度、面内異方性を改善する、重要な元素である。本発明において、このような効果を発揮するためにＭｎの含量が０.０３％以上にならなければならなず、Ｍｎの含量が０.２％超の場合にはＭｎの含量が高くて粗大な析出物が生成され、耐時効性が低下してしまう。本発明においてＭｎの含量は、Ｍｎ単独添加(Ｃｕ無添加)の場合には０.０５〜０.２％が好ましい。
Ｍｎは、鋼中の固溶硫黄をＭｎＳで析出して固溶硫黄による赤熱脆性(Ｈｏｔ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ)を防止する元素として知られている。本発明においてＭｎは、Ｓ及び/又はＣｕとの含量比及び冷却速度が好適となる場合に微細なＭｎＳ及び/又は(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓとして析出し、耐時効性を基本的に確保しつつ、降伏強度、面内異方性を改善する、重要な元素である。本発明において、このような効果を発揮するためにＭｎの含量が０.０３％以上にならなければならなず、Ｍｎの含量が０.２％超の場合にはＭｎの含量が高くて粗大な析出物が生成され、耐時効性が低下してしまう。本発明においてＭｎの含量は、Ｍｎ単独添加(Ｃｕ無添加)の場合には０.０５〜０.２％が好ましい。
銅(Ｃｕ)の含量は、０.００５〜０.２％が好ましい。
本発明においてＣｕは、Ｓ及び/又はＭｎとの含量比、そして熱間圧延工程で巻取り前の冷却速度が好適となる場合、微細な析出物を形成して結晶粒中の固溶炭素を減らし耐時効特性、面内異方性、塑性異方性を改善する重要な元素である。Ｃｕの含量が０.００５％以上にならないと微細な析出を形成することができず、０.２％超えると析出が粗大となって、耐時効特性が良くない。本発明でＣｕ単独添加(Ｍｎ無添加)の場合には、０.０１〜０.２％で添加することが好ましい。
本発明においてＣｕは、Ｓ及び/又はＭｎとの含量比、そして熱間圧延工程で巻取り前の冷却速度が好適となる場合、微細な析出物を形成して結晶粒中の固溶炭素を減らし耐時効特性、面内異方性、塑性異方性を改善する重要な元素である。Ｃｕの含量が０.００５％以上にならないと微細な析出を形成することができず、０.２％超えると析出が粗大となって、耐時効特性が良くない。本発明でＣｕ単独添加(Ｍｎ無添加)の場合には、０.０１〜０.２％で添加することが好ましい。
本発明において、微細な析出物を得るためにＭｎ、Ｃｕ、Ｓの含量及びその含量比を調節するが、これらはＭｎとＣｕの添加形態によって変わる。
ＭｎＳ析出鋼の場合には、ＭｎとＳの重量比が０.５８×Ｍｎ/Ｓ≦１０(ここで、ＭｎとＳは重量％)を満足することが好ましい。Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳとして析出されるが、該ＭｎＳ析出物は、ＭｎとＳの添加量によって析出状態が変わり、時効指数、降伏強度、面内異方性指数に影響を及ぼす。０.５８×Ｍｎ/Ｓの値が１０超の場合には、ＭｎＳ析出物が粗大なため時効指数が大きくなり、降伏強度、面内異方性指数の特性が良くない。
ＣｕＳ析出鋼の場合には、０.５×Ｃｕ/Ｓ(Ｃｕ、Ｓは重量％)の値が１〜１０であることが好ましい。Ｃｕは、Ｓと結合してＣｕＳで析出されるが、該ＣｕＳ析出物はＣｕとＳの添加量によって析出状態が変わり、時効指数、塑性異方性指数、面内異方性指数に影響を及ぼす。０.５×Ｃｕ/Ｓが１以上にならないと有効なＣｕＳ析出物が析出できず、１０超の場合にはＣｕＳ析出物が粗大となって時効指数が大きくなり、塑性異方性指数、面内異方性指数の特性が良くない。０.１μｍ以下のＣｕＳを安定的に確保するために、より好ましき０.５×Ｃｕ/Ｓ値は１〜３である。
ＭｎとＣｕを添加する場合には、ＭｎとＣｕの和は０.３％以下が好ましい。ＭｎとＣｕの和が０.３％を超えると析出物の大きさが大きくなり、そのため耐時効特性が確保しにくくなる。また、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ(Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓは重量％)の値が２〜２０であることが好ましい。ＭｎとＣｕは、Ｓと結合してＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓで析出されるが、このような析出物はＭｎ、ＣｕとＳの添加量によって析出状態が変わり、時効指数、塑性異方性指数、面内異方性指数に影響を及ぼす。０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓが２以上になれば有効な析出物が得られるが、２０を超える場合には析出物が粗大なため時効指数が大きくなり、塑性異方性指数、面内異方性指数の特性が良くない。本発明において、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓの比は２〜２０の範囲で、析出物の平均大きさは０.２μｍ以下と小さくなる。この場合、析出物は２×１０６個以上分布することが好ましい。上記した０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓの比が７を基点にして析出物の種類とその分布数は確実に変わる。即ち、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓの比が７以下では(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの複合析出物より非常に微細なＭｎＳ、ＣｕＳの単独析出物が均一に多く分布するのである。０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓの比が７より大きくなると、析出物の大きさの差が小さいにもかかわらず分布数が減るのは、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの複合析出物量が多くなるからである。本発明において析出物の分布数が多くなると耐時効特性、面内異方性、耐２次加工脆性などがより向上される。このために析出物の分布は、２×１０８個以上であることが好ましい。本発明において、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓの比が同一な場合であってもＭｎとＣｕの添加量の多い方が析出物の分布数が少なくなる。ＭｎとＣｕの含量が多くなると、析出物の大きさが大きくなり、分布数は少なくなる。
本発明において、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓ析出物の平均大きさは、０.２μｍ以下が好ましい。本発明でＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓ析出物の大きさが０.２μｍ超の場合には、特に時効指数が急激に高くなり塑性異方性指数と面内異方性指数が良くない。本発明で好ましき析出物の大きさは、ＭｎＳの場合 に０.２μｍ以下、ＣｕＳの場合に０.１μｍ以下である。ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓが混在される場合には０.２μｍ以下、より好ましくは０.１μｍ以下である。これらの析出物の大きさは微細になるほど耐時効性特性の点で好ましい。
本発明においては、３４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板で適用する場合には上記 Ｐのような固溶強化元素、即ち、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｒの１種または２種以上を添加することができる。Ｐは予め開示されているので、重複記載は省略する。
シリコン(Ｓｉ)の含量は、０.１〜０.８％が好ましい。
Ｓｉは、固溶強化の効果が高く、かつ延伸率の低下の低い元素で、本発明により析出物を制御する鋼において高強度を確保する。Ｓｉの含量が０.１％以上であれば強度を確保することができ、０.８％超の場合には延性が低下する恐れがある。
Ｓｉは、固溶強化の効果が高く、かつ延伸率の低下の低い元素で、本発明により析出物を制御する鋼において高強度を確保する。Ｓｉの含量が０.１％以上であれば強度を確保することができ、０.８％超の場合には延性が低下する恐れがある。
クロム(Ｃｒ)の含量は、０.２〜１.２％が好ましい。
Ｃｒは、固溶強化の効果が高く、かつ２次加工脆性温度を下げ、Ｃｒ炭化物により時効指数を下げる元素で、本発明により析出物を制御する鋼において高強度を確保し、面内異方性指数も低くする。Ｃｒの含量が０.２％以上であれば強度が確保でき、１.２％超の場合には延性が低下する恐れがある。
Ｃｒは、固溶強化の効果が高く、かつ２次加工脆性温度を下げ、Ｃｒ炭化物により時効指数を下げる元素で、本発明により析出物を制御する鋼において高強度を確保し、面内異方性指数も低くする。Ｃｒの含量が０.２％以上であれば強度が確保でき、１.２％超の場合には延性が低下する恐れがある。
本発明の冷延鋼板において、モリブデン(Ｍｏ)又は/及びバナジウム(Ｖ)が添加され得る。
モリブデン(Ｍｏ)の含量は、０.０１〜０.２％が好ましい。
Ｍｏは、塑性異方性指数を上げる元素として添加されるが、その含量が０.０１％以上であれば塑性異方性指数が大きくなり、０.２％を超えると塑性異方性指数はそれ以上大きくならず、熱間脆性を引き起こす恐れがある。
モリブデン(Ｍｏ)の含量は、０.０１〜０.２％が好ましい。
Ｍｏは、塑性異方性指数を上げる元素として添加されるが、その含量が０.０１％以上であれば塑性異方性指数が大きくなり、０.２％を超えると塑性異方性指数はそれ以上大きくならず、熱間脆性を引き起こす恐れがある。
バナジウム(Ｖ)の含量は、０.０１〜０.２％が好ましい。
Ｖは、固溶Ｃを析出して非時効特性を確保するために添加されるが、その含量が０.０１％以上であれば非時効特性を得ることができ、０.２％を超えると塑性異方性指数が低くなる恐れがある。
Ｖは、固溶Ｃを析出して非時効特性を確保するために添加されるが、その含量が０.０１％以上であれば非時効特性を得ることができ、０.２％を超えると塑性異方性指数が低くなる恐れがある。
上記ＶとＣの重量比(０.２５×Ｖ/Ｃ)は、１〜２０を満足することがより好ましい。ＶとＣの重量比が１未満では固溶Ｃの析出効果が大きくなく、２０を超えると塑性異方性指数が低くなる恐れがある。
[冷延鋼板の製造方法]
本発明は、上記した鋼組成を満足する鋼を熱間圧延と冷間圧延を通して冷間圧延板の析出物の平均大きさを微細にすることに特徴がある。析出物の大きさは、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの含量とそれらの含量比及び製造工程に影響を受けるが、特に熱間圧延後の冷却速度に直接的な影響を受ける。
本発明は、上記した鋼組成を満足する鋼を熱間圧延と冷間圧延を通して冷間圧延板の析出物の平均大きさを微細にすることに特徴がある。析出物の大きさは、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの含量とそれらの含量比及び製造工程に影響を受けるが、特に熱間圧延後の冷却速度に直接的な影響を受ける。
[熱間圧延条件]
本発明では、上記した鋼組成を満足する鋼を再加熱して熱間圧延する。再加熱温度は１１００℃以上が好ましい。再加熱温度が１１００℃未満の場合には再加熱温度が低いため、連続鋳造中に生成された粗大な析出物が完全に溶解されない状態で残っており、熱間圧延後でも粗大な析出物が多く残存しているからである。
本発明では、上記した鋼組成を満足する鋼を再加熱して熱間圧延する。再加熱温度は１１００℃以上が好ましい。再加熱温度が１１００℃未満の場合には再加熱温度が低いため、連続鋳造中に生成された粗大な析出物が完全に溶解されない状態で残っており、熱間圧延後でも粗大な析出物が多く残存しているからである。
熱間圧延は、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上とする条件で行うことが好ましい。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点未満の場合には圧延粒の生成により加工性が低下するばかりでなく、延性が著しく低下するからである。
熱間圧延後の冷却速度は、２００℃/ｍｉｎ以上にすることが好ましい。具体的には、(１)ＭｎＳ析出鋼、(２)ＣｕＳ析出鋼、(３)ＭｎＣｕ析出鋼によってわずかな差がある。
先ず、(１)ＭｎＳ析出鋼の場合には、２００℃/ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明によって、ＭｎとＳの成分比(０.５８×Ｍｎ/Ｓ)を１０以下にしても冷却速度が２００℃/ｍｉｎ未満であればＭｎＳの析出物大きさが０.２μｍを越えてしまう。即ち、冷却速度が早くなるほど多数の核が生成しＭｎＳ析出物が微細になるからである。ＭｎとＳの成分比(０.５８×Ｍｎ/Ｓ)が１０超の場合には、再加熱工程で完全に溶解されない粗大なＭｎＳ析出物が多く、冷却速度が早くなっても新たな核が生成される数が少なくて、析出物は微細にならない(図２ｂ、０.０２４％Ｃ−０.４３％Ｍｎ−０.０１１％Ｐ−０.００９％Ｓ−０.０３５％Ａｌ−０.００４３％Ｎ)。
図２のグラフを見ると、冷却速度が早くなるほどＭｎＳ析出物の大きさが微細になるので冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が１０００℃/ｍｉｎ以上では析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないため、冷却速度は２００〜１０００℃/ｍｉｎがより好ましい。
次に、(２)ＣｕＳ析出鋼の場合には、熱間圧延後の冷却速度は、３００℃/ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明により、ＣｕとＳの成分比(０.５×Ｃｕ/Ｓ)を１０以下にしても冷却速度が３００℃/ｍｉｎ未満であればＣｕＳの析出物の大きさが０.１μｍを超えてしまう。即ち、冷却速度が早くなるほど多数の核が生成しＣｕＳ析出物が微細になるからである。ＣｕとＳの成分比(０.５×Ｃｕ/Ｓ)が１０超の場合には再加熱工程で完全に溶解されない粗大なＣｕＳ析出物が多く冷却速度が早くなっても新たな核が生成される数が少なく、析出物は微細にならない(図３ｃ、０.００１９％Ｃ−０.０１％Ｐ−０.００５％Ｓ−０.０３％Ａｌ−０.００１５％Ｎ−０.２８％Ｃｕ)。
図３のグラフを見ると、冷却速度が早くなるほどＣｕＳ析出物の大きさが微細になるので冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が１０００℃/ｍｉｎ以上では析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないため、冷却速度は３００〜１０００℃/ｍｉｎがより好ましい。図３ａないし３ｂ(０.００１８％Ｃ−０.０１％Ｐ−０.００５％Ｓ−０.０３％Ａｌ−０.００２４％Ｎ−０.０８１％Ｃｕ)は、０.５×Ｃｕ/Ｓの値が３以下の場合と３超の場合に対するもので、０.５×Ｃｕ/Ｓの値が３以下の時、より安定的に０.１μｍ以下のＣｕＳ析出物が得られることが判る。
次に、(３)ＭｎＣｕ析出鋼の場合には、熱間圧延後の冷却速度は３００℃/ｍｉｎ以上にすることが好ましい。本発明により２≦０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ≦２０にしても冷却速度が３００℃/ｍｉｎ未満であれば、析出物の平均大きさが０.２μｍを超えてしまう。即ち、冷却速度が早くなるほど多数の核が生成して析出物が微細になるからである。０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓが２０超の場合には再加熱工程で完全に溶解されない粗大な析出物が多く冷却速度が早くなっても新たな核が生成される数が少なく、析出物は微細にならない(図４ｂ、０.００２５％Ｃ−０.４％Ｍｎ−０.０１％Ｐ−０.０１％Ｓ−０.０５％Ａｌ−０.００１６％Ｎ−０.１５％Ｃｕ)。
図４のグラフを見ると、冷却速度が早くなるほど析出物の大きさが微細になるので冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が１０００℃/ｍｉｎ以上では析出物の微細化効果がこれ以上大きくならないので、冷却速度は３００〜１０００℃/ｍｉｎがより好ましい。
[巻取条件]
上記のように熱間圧延した後には巻取りを行うが、巻取温度は７００℃以下が好ましい。巻取温度が７００℃を超える場合には析出物が粗大に成長しすぎて耐時効性が低下する。
上記のように熱間圧延した後には巻取りを行うが、巻取温度は７００℃以下が好ましい。巻取温度が７００℃を超える場合には析出物が粗大に成長しすぎて耐時効性が低下する。
[冷間圧延条件]
冷間圧延は、所望の厚さで圧延するが、好ましくは５０〜９０％の圧下率で行う。冷間圧下率が５０％未満の場合には焼鈍再結晶の核生成量が少ないため、焼鈍時に結晶粒が大きく成長し過ぎ、焼鈍再結晶粒の粗大化により強度及び成形性が低下する。冷間圧下率が９０％超の場合には成形性は向上するが、核生成の量が多すぎるため、焼鈍再結晶粒はむしろ微細すぎて延性が低下する。
冷間圧延は、所望の厚さで圧延するが、好ましくは５０〜９０％の圧下率で行う。冷間圧下率が５０％未満の場合には焼鈍再結晶の核生成量が少ないため、焼鈍時に結晶粒が大きく成長し過ぎ、焼鈍再結晶粒の粗大化により強度及び成形性が低下する。冷間圧下率が９０％超の場合には成形性は向上するが、核生成の量が多すぎるため、焼鈍再結晶粒はむしろ微細すぎて延性が低下する。
[連続焼鈍]
連続焼鈍温度は、製品の材質を決める重要な役割を果たす。本発明では５００〜９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍温度が５００℃未満の場合には、再結晶粒が微細過ぎて目標とする延性値を確保することができず、焼鈍温度が９００℃超の場合には再結晶粒の粗大化により強度が低下する。連続焼鈍時間は再結晶が完了するよう保持するが、約１０秒以上であれば再結晶が完了する。
連続焼鈍温度は、製品の材質を決める重要な役割を果たす。本発明では５００〜９００℃の温度範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍温度が５００℃未満の場合には、再結晶粒が微細過ぎて目標とする延性値を確保することができず、焼鈍温度が９００℃超の場合には再結晶粒の粗大化により強度が低下する。連続焼鈍時間は再結晶が完了するよう保持するが、約１０秒以上であれば再結晶が完了する。
以下、実施例を通じてより具体的に本発明を説明する。
実施例において機械的特性は、冷延鋼板をＡＳＴＭ規格(ＡＳＴＭ Ｅ―８ ｓｔａｎｄａｒｄ)による標準試片に加工して測定した。降伏強度、引長強度、延伸率、塑性異方性指数(ｒｍ値)、面内異方性指数(Δｒ値)及び時効指数(ＡＩ、Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ)は、引長試験機(ＩＮＳＴＲＯＮ社、Ｍｏｄｅｌ ６０２５)を利用して測定した。実施例において塑性異方性指数(ｒｍ)と面内異方性指数(Δｒ)は次の式で求めた。ｒｍ=(ｒ０+２ｒ４５+ｒ９０)/４、Δｒ=(ｒ０−２ｒ４５+ｒ９０)/２。
また、試片における析出物の平均大きさと析出物の分布数は、基材内に存在する全析出物の大きさと分布数を測定して得たものである。
（実施例１‐１）
（実施例１‐１）
軟質のＭｎＳ析出鋼
表１のスラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから、７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表１で試料番号Ａ８の場合には、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して７５０℃で巻取った。
表１のスラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから、７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表１で試料番号Ａ８の場合には、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して７５０℃で巻取った。
表２に示しているように、発明鋼は耐時効特性を有しながら降伏強度が高く、かつ加工性が優れる。
一方、試料Ａ５は、０.５８×Ｍｎ/Ｓの比が２３.２であって、析出物の大きさは０.６２μｍで粗大で、時効指数が３４ＭＰａで耐時効性の確保が困難である。試料Ａ６の場合は炭素の含量が高く時効指数が４９ＭＰａで高すぎて、耐時効性の確保が困難である。試料Ａ７の場合は０.５８×Ｍｎ/Ｓの比が６.３４で、本発明の範囲に属するが、ＭｎとＳの含量が本発明の範囲から外れ粗大なＭｎＳ析出物の析出により時効指数が３８Ｍｐａであり、耐時効性の確保が困難で、成形性も良くない。試料Ａ８の場合に再加熱温度が１０５０℃で低すぎて再加熱中の析出物を完全に溶解することができず、完全に溶解されない析出物が多すぎて巻取温度も高すぎるため、析出物の平均大きさが０.３４μｍと粗大になり、耐時効性の確保が困難である。
（実施例１‐２）
（実施例１‐２）
固溶強化による高強度ＭｎＳ析出鋼
表３の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから、７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。
表３の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから、７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上の９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。
表３に示しているように、試料Ｂ１〜Ｂ３、Ｂ６〜Ｂ７の場合、降伏強度が ２４０ＭＰａ以上で、延伸率３５％以上で、降伏強度-延性バランス(降伏強度×延性)が１１３００以上である。また、発明鋼の場合、優れた成形性を有し、時効指数も３０ＭＰａ以下であり、耐時効性を確保することができる。また、延性-脆性遷移温度が−４０℃以下であり、耐２次加工脆性が優れる。
一方、試料Ｂ５(従来鋼)は、従来の高強度冷延鋼板であって、時効指数は優れるが、延性−脆性遷移温度が高く、常温でも衝撃時に破断が起こる危険性が高い。
（実施例１‐３）
（実施例１‐３）
ＡｌＮ析出強化によるＭｎＳ析出鋼
表５の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。
表５の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、２００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。
軟質のＣｕＳ析出鋼
表７の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表７で試料番号Ｄ８の場合には、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。また、Ｄ１４〜１７の場合には１２５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、５５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。
表７の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表７で試料番号Ｄ８の場合には、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。また、Ｄ１４〜１７の場合には１２５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、５５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。
固溶強化による高強度ＣｕＳ析出鋼
表９の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。
表９の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。
ＡｌＮ析出強化によるＣｕＳ析出鋼
表１１の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で、４０秒間加熱して行った。但し、Ｆ８、Ｆ９、Ｆ１０の場合には１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後 、５５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。
表１１の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取ってから７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で、４０秒間加熱して行った。但し、Ｆ８、Ｆ９、Ｆ１０の場合には１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延した後 、５５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。
軟質のＭｎＣｕ析出鋼
表１３の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、６００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表１３で試料Ｇ１０は、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して７５０℃で巻取った。
表１３の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、６００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。但し、表１３で試料Ｇ１０は、１０５０℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、５０℃/ｍｉｎの速度で冷却して７５０℃で巻取った。
固溶強化による高強度ＭｎＣｕ析出鋼
表１５の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し６００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。
表１５の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し６００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で７５０℃で４０秒間加熱して行った。
ＡｌＮ析出強化による高強度ＭｎＣｕ析出鋼
表１７の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。
表１７の鋼スラブを１２００℃で再加熱して仕上げ熱間圧延し、４００℃/ｍｉｎの速度で冷却して６５０℃で巻取った。巻取った熱延板を７５％の圧下率で冷間圧延して連続焼鈍処理した。仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上である９１０℃であり、連続焼鈍は１０℃/秒の速度で、７５０℃で４０秒間加熱して行った。
本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であって、本発明の特許請求範囲に記載した技術的思想と実質的に同じ構成を有し、同一な作用効果を成すものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に含まれる。
Claims (30)
- 重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｓ:０.００３〜０.０２５％、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｍｎ:０.０３〜０.２％、Ｃｕ:０.００５〜０.２％を含み、上記 Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件 Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、ＭｎＳ、ＣｕＳ、(Ｍｎ、Ｃｕ)Ｓの析出物の平均大きさが０.２μｍ以下で、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成る加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記Ｐの含量は、０.０１５％以下であることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記Ｎの含量は、０.００４％以下であることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記析出物は、２×１０６個以上であることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓは、２〜７であることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記析出物は、２×１０８個以上であることを特徴とする請求項５に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記Ｐの含量は、０.０３〜０.２％であることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記冷延鋼板には、Ｓｉ:０.１〜０.８％、Ｃｒ:０.２〜１.２％の１種または ２種がさらに含有されることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記Ｎは、０.００５〜０.０２％で、上記Ｐは０.０３〜０.０６％であることを特徴とする請求項１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記Ａｌ、Ｎは次の関係０.５２×Ａｌ/Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする請求項９に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記冷延鋼板には、Ｍｏがさらに０.０１〜０.２％含有されることを特徴とする 請求項１乃至請求項１０のいずれか１項に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記冷延鋼板には、Ｖがさらに０.０１〜０.２％含有されることを特徴とする 請求項１乃至請求項１０のいずれか１項に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記ＶとＣは、次の関係０.２５×Ｖ/Ｃ:１〜２０を満足することを特徴とする請求項１２に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記冷延鋼板には、Ｖがさらに０.０１〜０.２％含有されることを特徴とする請求項１１に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 上記ＶとＣは、次の関係０.２５×Ｖ/Ｃ:１〜２０を満足することを特徴とする請求項１４に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃ:０.０００５〜０.００３％、Ｓ:０.００３〜０.０２５％、Ａｌ:０.０１〜０.０８％、Ｎ:０.０２％以下、Ｐ:０.２％以下、Ｍｎ:０.０３〜０.２％、Ｃｕ:０.００５〜０.２％を含み、上記Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが次の条件Ｍｎ+Ｃｕ≦０.３、０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓ:２〜２０を満足し、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物から成るスラブを１１００℃以上の温度で再加熱した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延し、３００℃/ｍｉｎ以上の速度で冷却して７００℃以下の温度で巻取ってから冷間圧延して連続焼鈍する、加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記Ｐの含量は、０.０１５％以下であることを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記Ｎの含量は、０.００４％以下であることを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 製造した鋼板には２×１０６個以上の析出物が存在することを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記０.５×(Ｍｎ+Ｃｕ)/Ｓは、２〜７であることを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 製造した鋼板には２×１０８個以上の析出物が存在することを特徴とする請求項２０に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記Ｐの含量は、０.０３〜０.２％であることを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記冷延鋼板には、Ｓｉ:０.１〜０.８％、Ｃｒ:０.２〜１.２％の１種または ２種がさらに含有されることを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記Ｎは、０.００５〜０.０２％で、上記Ｐは０.０３〜０.０６％であることを特徴とする請求項１６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記Ａｌ、Ｎは次の関係０.５２×Ａｌ/Ｎ:１〜５を満足することを特徴とする請求項２４に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記冷延鋼板にはＭｏがさらに０.０１〜０.２％含有されることを特徴とする請求項１６乃至請求項２５のいずれか１項に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記冷延鋼板には、Ｖがさらに０.０１〜０.２％含有されることを特徴とする請求項１６乃至請求項２０のいずれか１項に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記ＶとＣは、次の関係０.２５×Ｖ/Ｃ:１〜２０を満足することを特徴とする請求項２７に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記冷延鋼板には、Ｖがさらに０.０１〜０.２％含有されることを特徴とする請求項２６に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
- 上記ＶとＣは、次の関係０.２５×Ｖ/Ｃ:１〜２０を満足することを特徴とする請求項２９に記載の加工性の優れた耐時効冷延鋼板の製造方法。
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