JP2011202251A - 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.0005〜0.040%、Si:1.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.005〜0.1%、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.5%、N:0.005%以下を含有し、さらに、Nb:0.5%以下、Ti:0.5%以下、V:0.5%以下の1種または2種以上を含有する組成からなる鋼スラブを、熱間圧延にて仕上圧延出側温度:800℃以上とする仕上圧延を施し、550℃以上720℃以下で巻取り、冷却して熱延板を得、該熱延板に酸洗および圧下率50%以上85%以下の冷間圧延を施し冷延板とし、該冷延板に、焼鈍温度:760℃以上950℃以下で焼鈍をおこない、その際700℃以上焼鈍温度以下の温度域で0.1%以上2.0%以下の歪を付与する。
【選択図】なし
Description
Cは、後述のNb、Ti、Vとともに本発明における重要な元素である。また、Cは鋼の高強度化に有効である。複合組織化する場合には、0.01%以上の添加が必要である。良好なr値を得るには過剰なC含有は好ましくないので、上限を0.040%とする。より好ましいC含有量は0.030%以下である。Cは低いほど好ましいが溶製技術の観点から下限を0.0005%とする。
Siはフェライト変態を促進させ未変態オーステナイト中のC含有量を上昇させてフェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させやすくする他、固溶強化の効果がある。上記効果を得るためには、Siは0.2%以上含有することが好ましく、より好ましい含有量は0.35%以上である。一方Siを、1.5%を越えて含有すると、熱延時に赤スケールが発生し表面外観を悪くする。そのため、Si含有量は1.5%以下とする。また溶融亜鉛めっきを施す際にめっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招き、めっき品質が劣化するので、Si含有量は1.0%以下とすることが好ましい。
Mnは高強度化に有効であるとともに、Sによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点からMnを0.5%以上含有させる必要がある。より好ましい含有量は1.0%以上である。過度のMn添加はr値および溶接性を劣化させるので、上限を3.0%とする。
Pは固溶強化の効果がある。しかしながら0.005%未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程に於いて脱りんコストの上昇を招く。したがって、Pは0.005%以上含有するものとした。0.01%以上含有することがより好ましい。一方0.1%を越える過剰な添加は、Pが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなるため好ましくない。従ってP含有量の上限を0.1%とした。
Sは熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減することが好ましいが、0.01%までは許容できるため、0.01%以下とする。
Alは鋼の脱酸元素として有用である他、固溶Nを固定して耐常温時効性を向上させる作用があるため、0.005%以上含有する。一方、0.5%を越える添加は、高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発するので、0.5%以下とする。
Nは多すぎると耐常温時効性を劣化させ、多量のAlやTiの添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましく、上限を0.005%とする。
Nbは熱延板組織の微細化および熱延板中にNbCとしてCを析出固定させる作用を有し、高r値化に寄与する元素である。このような観点からNbは0.02%以上含有するのが好ましい。一方、過剰なNbの添加はコストアップになり、また熱延負荷が大きくなるため、0.5%以下とする。
VもNbと同様の効果を有し、熱延板組織を微細化させること、熱延板中に炭化物としてCを析出固定させる作用を有し、高r値化に寄与する元素である。但し、過剰なVの添加はコストアップになり、また熱延負荷が大きくなるため、0.5%以下とする。
TiもNbと同様の効果を有し、熱延板組織を微細化させること、熱延板中に炭化物としてCを析出固定させる作用を有し、高r値化に寄与する元素である。またTiは固溶S、Nの析出固定に効果がある。r値の異方性を制御するには、NbだけでなくTiも有効に活用することが重要である。このような観点から、下記で定義される有効Ti量(Ti*)を0.01%以上にすることが好ましい。
Ti*=Ti−1.5S−3.4N
但し、Ti、S、Nは、Ti、S、Nの含有量(質量%)である。
一方、過剰なTiの添加はコストアップになり、また熱延負荷が大きくなるため、0.5%以下とする。
以上が本発明の基本成分である。
Crは熱延段階でCを析出固定させることで高r値化に寄与する。この効果を得るには、Crを0.1%以上含有することが好ましい。しかしながら、過剰にCrを添加してもこの効果が飽和し、高合金コストを招くことから添加する場合は上限を0.5%とする。
Moは熱延段階でCを析出固定させることで高r値化に寄与する。この効果を得るには、Moは0.05%以上含有することが好ましい。しかしながら、過剰にMoを添加してもこの効果が飽和し、高合金コストを招くことから添加する場合は上限を0.5%とする。
上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従っておこなえばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する所謂シートバーヒーターを活用することは有効な方法であることは言うまでもない。
次いで、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程を施す。酸洗は通常の条件にておこなえばよい。冷間圧延条件は所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率は少なくとも50%以上とする。高r値化には高圧下率が有効であり、圧下率が50%未満では{111}再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となる。一方、本発明では圧下率を85%までの範囲で高くするほどr値が上昇するが、85%を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まるため、上限を85%とする。
次に、冷間圧延した鋼板を、焼鈍温度:760℃以上950℃以下で焼鈍をおこなう。その際、700℃以上焼鈍温度以下の温度域で鋼板に0.1%以上2.0%以下の歪を付与する。{111}再結晶集合組織を発達させるには、760℃以上で焼鈍する必要がある。焼鈍温度が950℃を越えると再結晶粒が著しく粗大化し、特性が著しく劣化する。
各得られた冷延焼鈍板から圧延方向に対して90°方向(C方向)にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験をおこない、降伏点(YP)、引張強さ(TS)、伸び(EL)を求めた。
得られた各冷延焼鈍板の圧延方向(L方向)、圧延方向に対し45°方向(D方向)、圧延方向に対し90°方向(C方向)からJIS5号引張試験片を採取した。これらの試験片に10%の単軸引張り歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、JIS Z 2254の規定に準拠して平均r値(平均塑性歪比)を求め、これをr値とした。なお、表2のr minはr値が一番低いr値で、圧延方向のr値である。
鋼板のミクロ組織は、3%ナイタールで腐食後、走査型電子顕微鏡で1000倍の倍率にて、3視野を写真撮影し、画像解析により、フェライト分率(面積率)を測定した。フェライト以外の相については、5000倍の倍率で観察し、その種類を確認し、3視野でマルテンサイトの分率(面積率)を画像処理により求めた。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.0005〜0.040%、Si:1.5%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.005〜0.1%、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.5%、N:0.005%以下を含有し、さらに、Nb:0.5%以下、Ti:0.5%以下、V:0.5%以下の1種または2種以上を含有する組成からなる鋼スラブを、熱間圧延にて仕上圧延出側温度:800℃以上とする仕上圧延を施し、550℃以上720℃以下で巻取り、冷却して熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および圧下率50%以上85%以下の冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、焼鈍温度:760℃以上950℃以下で焼鈍をおこない、その際700℃以上焼鈍温度以下の温度域で0.1%以上2.0%以下の歪を付与する焼鈍工程を有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.5%以下、Mo:0.5%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に記載の深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- さらに、請求項1または2に記載の製造方法は、亜鉛系めっき処理を施す工程を有することを特徴とする深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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