JP2018538441A - 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００５〜０．２％、残りＦｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たし、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含む剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板に関するものである。関係式（１）：２．０≦［Ｍｎ］＋２．５［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］≦２．５関係式（２）：０．２≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）≦０．５（但し、上記関係式（１）及び（２）において、各元素記号は該当合金元素の重量％を示す。）

Description

本発明は、剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
自動車用の自動変速機における摩擦板向けに用いるためには、剪断加工による亀裂の発生が少ないだけでなく、摩擦熱による亀裂伝播が抑制される必要があり、高強度及び高硬度が要求される。
従来の摩擦板用または硬度保証用の高強度冷延鋼板は、特許文献１に記載されているように、中炭素鋼または様々な合金元素を含む鋼に対して回復焼鈍法を用いることで、冷間圧延後に焼鈍熱処理をする技術が適用されている。また、高炭素鋼に対して球状化熱処理工程を行う方法が一般的に使われており、特許文献２を参照すると、冷間圧延−焼鈍−冷間圧延という２回にわたって冷間圧延を行う技術が提案されている。
しかし、回復焼鈍法を用いた高強度鋼板には高強度を有する鋼を製造することが難しいという問題があり、高炭素鋼を用いて球状化熱処理を行う技術及び２回にわたって冷間圧延する技術には製造コストが多くかかるという問題点がある。
また、冷間圧延された高強度鋼板を製造するために主に活用されるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒなどの合金成分は、固溶強化の効果により鋼板の強度を向上させるのに効果的であるが、必要以上添加されると、合金成分の偏析及び微細組織の不均一をもたらす。特に、冷却時の鋼の硬化能が増加し、フェライトの相変態が大幅に遅延され、低温相（マルテンサイトとオーステナイト）が発生して結晶粒界が不均一となって剪断加工時の亀裂発生が増加するようになり、使用中に摩擦熱が発生すると、亀裂が簡単に伝播されて欠陥が生じるようになる。
また、強度をさらに向上させるために活用されるＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの合金成分が不適切に添加されると、結晶粒界で粗大な炭化物、窒化物、及び析出物が形成されて剪断加工時の亀裂発生量が増加し、剪断加工時に簡単に亀裂が伝播されるという問題がある。尚、剪断加工された部位には、使用中に摩擦熱が発生した場合、亀裂伝播がさらに容易に発生するという問題がある。
出願番号 ＫＲ １９９８−００５９８０９ 出願番号 ＤＥ ２００５−１００３１４６２
本発明は、剪断加工による亀裂や摩擦熱による亀裂を抑制することができる剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するものである。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００５〜０．２％、残りＦｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たし、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含む剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板に関するものである。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００５〜０．２％、残りＦｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たす鋼スラブを１２００〜１３５０℃に加熱する段階と、前記加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の範囲の温度で熱間圧延する段階と、前記熱間圧延後に５５０〜７５０℃の範囲の温度まで冷却し、巻き取る段階と、前記巻取後に酸洗し、冷間圧下率６０〜７０％で冷間圧延する段階と、を含む剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
関係式（１）：２．０≦［Ｍｎ］＋２．５［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］≦２．５
関係式（２）：０．２≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）≦０．５
（但し、前記関係式（１）及び（２）において、各元素記号は該当合金元素の重量％を示す。）
尚、上記した課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う長所及び効果は、以下の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができる。
本発明によると、高強度及び高硬度を確保することができることは言うまでもなく、剪断加工による亀裂や摩擦熱による亀裂を抑制することができる剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することができるという効果を奏する。
実施例の関係式（１）及び関係式（２）の値を示したグラフである。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
以下、本発明による剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板について詳細に説明する。このとき、合金組成の単位は重量％であることに留意する必要がある。
本発明による剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００５〜０．２％、残りＦｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たし、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含む。
Ｃ：０．０５〜０．１０％
上記Ｃは鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素である。Ｃの添加量が増加すると、析出強化の効果またはベイナイト相分率が増加し、引張強度が増加するようになる。Ｃの含有量が０．０５％未満である場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶなどと析出物を形成する反応が少ないため析出強化の効果が低い。これに対し、上記炭素の含有量が０．１０重量％を超えると、結晶粒界で粗大な炭化物が発生しやすくなり、剪断加工時に粗大な炭化物の界面で微細亀裂が発生するため、剪断加工性が劣位になる。したがって、上記Ｃの含有量は、０．０５〜０．１０重量％含まれることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
上記Ｓｉは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化の効果があり、粗大な炭化物の形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利である。しかし、Ｓｉの含有量が０．０１％未満である場合には炭化物の形成を遅延させる効果が少ないため、成形性を向上させることが難しくなる。これに対し、０．５％を超えると、熱間圧延時の鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成されて鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性も低下するという問題がある。したがって、上記Ｓｉの含有量は、０．０１〜０．５％含まれることが好ましい。
Ｍｎ：１．２〜２．０％
上記Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させることで、溶接後の溶接熱影響部におけるベイナイト相の形成を容易にする。しかし、Ｍｎの含有量が１．２％未満である場合には上記効果を十分に得ることができない。これに対し、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、硬化能が大幅に増加してフェライト相変態が遅延されて析出強化の効果も減少するようになり、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時の厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱間圧延後の冷却時に微細組織が厚さ方向において不均一に形成されて剪断加工時に亀裂発生が大幅に増加するようになる。したがって、上記Ｍｎの含有量は、１．２〜２．０％含まれることが好ましい。
Ｍｏ：０．００５〜０．２％
上記Ｍｏは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させて鋼の強度を高める。しかし、Ｍｏの含有量が０．００５％未満である場合には、添加による上記効果を得ることができず、０．２％を超えると、過度な焼入性増加が原因でフェライト相変態が遅延され、析出強化の効果も減少するようになる。また、経済的にも不利であり、溶接性にも有害である。したがって、上記Ｍｏの含有量は、０．０１〜０．２％に制限することが好ましい。
Ｃｒ：０．００５〜０．３％
上記Ｃｒは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させて鋼の強度を高める。しかし、Ｃｒの含有量が０．００５％未満である場合には、添加による上記効果を得ることができず、０．３％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させるため、マルテンサイト相が形成されて伸びが低減され、析出強化の効果も減少するようになる。また、Ｍｎと同様に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、微細組織が厚さ方向において不均一になって剪断加工性が劣位になる。したがって、上記Ｃｒの含有量は、０．００５〜０．３％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．０００３〜０．００１０％
Ｂは、鋼中に少量添加しても硬化能が向上する元素である。Ｂの含有量が０．０００３％以上添加される場合には、高温でオーステナイト粒界に偏析されて結晶粒界を安定化させ、耐衝撃性を向上させることができる。一方、０．０００３％未満であればその効果を得るには十分ではない。これに対し、Ｂの含有量が０．００１０％を超えて添加されると、熱間圧延中に再結晶を遅延させて延伸された結晶粒が増加し、冷却中のフェライト相変態を遅延させて微細組織が不均一になる。また、析出強化の効果も減少して、所望する強度を得ることが難しく、初期熱間圧延板の微細組織の不均一性は、冷間圧延時の局部的な応力集中の原因となるため本発明において不利である。したがって、上記Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００１０％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
上記Ｐは、Ｓｉと同様に固溶強化及びフェライト変態の促進効果をともに有する。しかし、Ｐの含有量が０．００１％未満である場合には、製造コストが多くかかり経済的に不利であり、強度を得るにも不十分である。これに対し、Ｐの含有量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆化が発生し、剪断加工時に微細な亀裂が発生しやすくなり、延性及び耐衝撃特性を大きく悪化させる。したがって、上記Ｐは０．００１〜０．０５％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１％
上記Ｓは、鋼中に存在する不純物である。Ｓの含有量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、その結果、鋼の切断加工時に、微細な亀裂が発生しやすくなり、伸びフランジ性及び耐衝撃性を大きく低下させるという問題がある。これに対し、Ｓの含有量を０．００１％未満添加して製造する場合には、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が落ちることになる。したがって、Ｓの含有量を０．００１〜０．０１％に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
上記Ａｌは、主に脱酸のために添加する成分である。Ａｌの含有量が０．０１％未満である場合にはその添加効果が不足する。これに対し、Ａｌの含有量が０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、熱間圧延板のエッジ（Ｅｄｇｅ）部に介在物形成による欠陥が発生しやすくなる。また、熱間圧延後の冷間圧延時に、表面欠陥が発生して表面品質が低下するという問題が生じ得る。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．１％に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
上記Ｎは、Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと同様に粗大な析出物を形成する。一般に、Ｎの固溶強化の効果は、炭素よりも優れているが、鋼中にＮの量が増加すればするほど靭性が大きく低下するという問題がある。また、Ｎの含有量を０．００１％未満添加して製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が落ちることになる。したがって、本発明では、Ｎの含有量を０．００１〜０．０１％に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．１３％
上記Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力で鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶されて炭素と結合することによりＴｉＣの析出物が形成されて鋼の強度を向上させる有用な成分である。Ｔｉの含有量が０．００５％未満である場合には上記の効果を得ることができず、Ｔｉの含有量が０．１３％を超えると粗大なＴｉＮの発生が原因で剪断加工時の剪断加工性を劣位にするという問題がある。したがって、本発明では、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．１３％に制限することが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％
上記Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延による結晶粒微細化効果があるため鋼の強度及び衝撃靭性の向上に有効である。しかし、Ｎｂの含有量が０．００５％未満である場合には上記の効果を十分に得ることができず、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延により、延伸された結晶粒及び粗大な複合析出物が形成されて剪断加工性が劣位になるという問題がある。したがって、本発明では、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０８％に制限することが好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．２％
上記Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉとともに代表的な析出強化元素である。巻取後に、析出物を形成して鋼の強度を向上させるのに有効である。Ｖの含有量が０．００５％未満である場合には上記の効果を十分に得ることができず、０．２％を超えると、粗大な複合析出物が形成されて剪断加工性が劣位になり、経済的にも不利である。したがって、本発明では、Ｖの含有量を０．００５〜０．２％に制限することが好ましい。
本発明の他の成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及しない。
本発明では、上記合金組成が下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たす必要がある。これにより、熱間圧延後に鋼の微細組織が均一に形成されて、冷間圧延後の剪断加工時の亀裂発生を抑制することができる。
関係式（１）：２．０≦［Ｍｎ］＋２．５［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］≦２．５
関係式（２）：０．２≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）≦０．５
（但し、上記関係式（１）及び（２）において、各元素記号は該当合金元素の重量％を示す。）
関係式（１）は、鋼の焼入性及び偏析に関するものであって、鋼の固溶強化の効果及び微細組織の不均一性を考慮したものである。
関係式（１）が２．０未満である場合には、鋼の固溶強化の効果が不十分であり、十分な高強度を得ることができないという問題点がある。これに対し、関係式（１）が２．５を超えると、鋼の微細組織が厚さ方向において不均一に形成され、フェライト相変態を遅延させて鋼の析出強化の効果を減少させるという問題がある。
したがって、関係式（１）が２．０〜２．５となるように制御することが好ましい。
関係式（２）は、鋼の析出物の形成に関連する成分を制限したものであって、析出物の形成が上記組成のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＣ、Ｎの含有量と関係があるため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合金元素の添加量をＣ、Ｎの含有量に適するように設定するためのものである。
関係式（２）が０．２未満である場合には、析出強化の効果が大幅に減少して所望する強度及び硬度値を得ることができず、０．５を超えると、多量の微細な析出物が形成されて、降伏強度が大幅に増加し、冷間圧延性が劣位になる。また、板厚方向に析出物が不均一に形成されて冷間圧延後の剪断加工時の亀裂発生が激しくなるという問題がある。
したがって、関係式（２）が０．２〜０．５となるように制御することが好ましい。
上記合金組成を満たすように制御することにより、高強度及び高硬度を確保することができることは言うまでもなく、剪断加工による亀裂や摩擦熱による亀裂を抑制することができる剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。
本発明による冷延鋼板は、フェライトと微細なパーライトの微細組織を有する熱間圧延板を冷間圧延して得られるため、圧延方向に激しく変形された微細組織（Ｆｕｌｌ Ｈａｒｄの微細組織）を有する。このとき、冷間圧延された鋼板の微細組織において、それぞれの相を特定することはできないが、冷間圧延前の熱間圧延された鋼板は、面積分率で、フェライト相が９０％以上であり、微細なパーライト相が５％未満であり、その他に、ベイナイト相が不可避に含まれることができる。
本発明による剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板は、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含む。例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、及び（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃ、（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｍｏ）Ｃのうち１以上を含むことができる。
このとき、上記炭化物、窒化物、及び炭窒化物の平均サイズは、１０〜５０ｎｍであることが好ましい。
その平均サイズが１０ｎｍ未満である場合には、熱間圧延板の降伏強度が過度に上昇し、冷間圧延時に局部的な加工硬化の偏差が発生しやすくなり、冷間圧延板の剪断加工や熱処理時にクラックが発生しやすくなるという問題がある。
これに対し、その平均サイズが５０ｎｍを超えると、目標とする引張強度及び硬度値を得ることが難しいという問題がある。
一方、上記冷延鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、硬度値（Ｍｉｃｒｏ−Ｖｉｃｋｅｒｓ）が３４０Ｈｖ以上であることができる。かかる引張強度及び硬度値を満たすことにより、自動車用の自動変速機における摩擦板向けに好ましく適用することができる。
また、上記冷延鋼板を剪断加工する際に発生する亀裂は、最大亀裂の長さが１ｍｍ以下であることが好ましい。
上記最大亀裂の長さは、直径１０ｍｍの円形金型を用いて、Ｃｌｅａｒａｎｃｅ ６％の条件でパンチングし、２００℃で１時間熱処理した後、断面で発生した最大亀裂の長さを測定した結果である。
最大亀裂の長さが１ｍｍを超えると、亀裂の発生量が増加し、剪断加工時の亀裂が容易に伝播される可能性があり、摩擦熱によって温度が上昇した場合、亀裂がさらに容易に伝播されるという問題がある。
以下、本発明の他の一側面である剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面による剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１２００〜１３５０℃に加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の範囲の温度で熱間圧延する段階と、上記熱間圧延後に５５０〜７５０℃の範囲の温度まで冷却し、巻き取る段階と、上記巻取後に酸洗し、冷間圧下率６０〜７０％で冷間圧延する段階と、を含む。
「加熱段階」
上述した合金組成を満たす鋼スラブを１２００〜１３５０℃に加熱する。
加熱温度が１２００℃未満である場合には、析出物が十分に再固溶されず、熱間圧延以降の工程で析出物の形成が減少して、粗大なＴｉＮが残存することになる。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するため、上記再加熱温度は１２００〜１３５０℃に制限することが好ましい。
このとき、上記鋼スラブは、連続鋳造工程と熱延工程が直結化された工程で生産されたものであればよい。
ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮ、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）の析出物の再固溶のために、鋼スラブの温度を１２００〜１３５０℃としているため、上記のような連続鋳造工程と熱延工程が直結化された工程にも好ましく適用することができる。
「熱間圧延段階」
上記加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の範囲の温度で熱間圧延する。
１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなるため、結晶粒サイズが粗大となって熱延鋼板の表面品質が劣位になる可能性がある。また、熱間圧延を８５０℃よりも低い温度で終了すると、過度な再結晶遅延により、延伸された結晶粒が発達し、高降伏比が得られるため冷間圧延性が劣位になって剪断加工性も悪くなることがある。
「冷却及び巻取段階」
上記熱間圧延後に、５５０〜７５０℃の範囲の温度まで冷却し、巻き取る。
５５０℃以下に冷却してから巻き取ると、鋼中にベイナイト相とマルテンサイト相が形成されて鋼の材質が劣位になる可能性があり、７５０℃以上で冷却してから巻き取ると、粗大なフェライト結晶粒が形成され、粗大な炭化物と窒化物が形成されやすくなるため、鋼の材質が劣位になるおそれがある。
このとき、平均冷却速度１０〜７０℃／ｓで冷却することができる。
冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には、粗大なフェライト結晶粒が形成されるため微細組織が不均一になる可能性があり、平均冷却速度が７０℃／ｓを超えると、ベイナイト相が形成されやすくなり、板の微細組織も厚さ方向において不均一になって鋼の剪断加工性が劣位になるおそれがある。
「冷間圧延段階」
上記巻取後に、酸洗してから冷間圧下率６０〜７０％で冷間圧延する。
冷間圧下率が６０％未満である場合には、十分な加工硬化効果が得られず、鋼の強度及び硬度を確保することが難しい。これに対し、冷間圧下率が７０％を超えると、鋼のエッジ部の品質が悪くなり、剪断加工性が劣位になることがある。
上記の製造方法で製造された冷延鋼板は、高強度及び高硬度を確保することができることは言うまでもなく、剪断加工による亀裂や摩擦熱による亀裂を抑制することができる。
一方、上記の製造方法で製造された冷延鋼板は、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含み、炭化物、窒化物、及び炭窒化物の平均サイズは１０〜５０ｎｍであることができる。また、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、硬度値が３４０Ｈｖ以上であることができ、剪断加工時に発生する亀裂は、最大亀裂の長さが１ｍｍ以下であることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないということに留意すべきである。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載の事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
下記表１に示した成分組成を有する鋼スラブを１２５０℃に加熱し、下記表２に示した製造条件を適用して冷延鋼板を製造した。このとき、熱間圧延後の冷却速度は２０〜３０℃／ｓとした。
また、下記表２は、比較例及び発明例に対して関係式（１）及び関係式（２）の値を計算して示したものである。ここで、ＦＤＴ及びＣＴはそれぞれ、熱間圧延時の仕上げ圧延終了温度及び巻取温度を意味する。
また、下記表３は、発明例及び比較例の機械的性質と微細組織の観察結果を示したものである。下記表３において、ＴＳ及びＨｖはそれぞれ、冷間圧延板の引張強度及びＭｉｃｒｏ−Ｖｉｃｋｅｒｓの硬度値を意味する。また、最大亀裂の長さは、直径１０ｍｍの円形金型を用いて、Ｃｌｅａｒａｎｃｅ ６％の条件でパンチングし、２００℃で１時間熱処理した後、断面で発生した最大亀裂の長さを測定した結果である。亀裂の長さは、光学顕微鏡（１００倍率）の観察結果から測定した。
鋼中に形成された炭化物、窒化物、及び炭窒化物のサイズは、冷間圧延前の熱間圧延板に対して分析を行うことで得られる。鋼中に形成された平均サイズ１０〜５０ｎｍの炭化物、窒化物、及び炭窒化物は、冷間圧延によってそのサイズと分率が変化するものではないが、冷間圧延後に激しく変形された微細組織ではそのサイズと分率を正確に観察することが難しいという問題があるため、熱間圧延板に対して分析を行った。炭化物、窒化物、及び炭窒化物の平均サイズは、透過電子顕微鏡を用いて測定した結果から決定した。平均サイズ１００ｎｍ以上の炭化物及び窒化物は５０，０００倍率の測定結果を用いており、平均サイズ１００ｎｍ以下の析出物は１００，０００倍率の測定結果を用いた。引張試験は、圧延板材の圧延方向に対して０°方向を基準にＪＩＳ５号規格に基づいて採取された試験片とした。
Figure 2018538441
Figure 2018538441
Figure 2018538441
比較例１及び２は関係式（１）及び関係式（２）の両方を満たせず、比較例１の場合、Ｃの含有量も発明の範囲を満たしていなかった。比較例１及び２は、ともに十分な固溶強化の効果が得られず、比較的低いＣの含有量及び比較的過度なＴｉ、Ｎｂ、Ｖが原因で関係式（２）の上限を超えた。その結果、鋼中に形成された炭化物、窒化物、及び析出物のサイズは微細であるものの、鋼の強度を十分に確保することはできなかった。また、比較例２は、冷間圧下率が本発明で制御した範囲を超えているため、パンチング加工後の剪断加工面における亀裂がやや激しく発生して剪断加工面の品質が劣位であることが確認できた。
比較例３及び５は関係式（１）を満たしていない場合である。比較例３は、関係式（１）の発明の範囲を超えているため、鋼の中心部において偏析の発生が増加し、剪断加工部における品質が劣位であった。また、比較例５は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂの含有量などが少ないため偏析の発生が少なく、剪断加工面における品質は非常に良好であったが、十分な固溶強化の効果が得られず、目標とした強度及び硬度値は得られなかった。
比較例４及び６は関係式（２）を満たしていない場合である。比較例４は、過剰のＣが残留して粗大な析出物及び炭化物を形成し、析出強化の効果が不足して目標とした強度及び硬度値が得られなかった。
比較例６は、関係式（２）の発明の範囲を超えているため、微細な析出物が多量形成され、高強度を得ることができたが、剪断加工部における亀裂発生が激しかった。
比較例７、８、９、及び１０は冷間圧延後の引張強度１３５０ＭＰａ以上、硬度値３５５Ｈｖ以上を目標として製造した鋼である。比較例７は、関係式１を満たしていなかったが、高冷間圧下率により目標とした物性を確保した。しかし、高冷間圧下率が原因で剪断加工部における亀裂発生がやや激しかった。
比較例８及び９は、ともに関係式（１）及び（２）を満たしたが、冷間圧下率が適合していないため、目標とした物性が得られないか、または剪断加工部における品質が劣位であった。比較例１０は、関係式（１）及び（２）をともに満たしていない場合であって、剪断加工部における品質が劣位であった。
これに対し、発明例は、本発明で提案された成分範囲及び製造条件並びに関係式（１）、（２）をすべて満たしているため、目標とした物性を確保することができ、剪断加工部における品質にも優れていることが確認できる。
一方、図１には、発明例及び比較例の関係式（１）、関係式（２）と剪断加工部の最大亀裂の長さとの関係が示されている。図１において、斜線領域が本発明の範囲に該当する。
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、請求範囲に記載された本発明の技術的思想から外れない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
出願番号 ＫＲ １９９８−００５９８０９ 出願番号 ＤＥ １０−２００５０３１４６２
Ｍｏ：０．００５〜０．２％
上記Ｍｏは、鋼を固溶強化させ、鋼の硬化能を増加させて鋼の強度を高める。しかし、Ｍｏの含有量が０．００５％未満である場合には、添加による上記効果を得ることができず、０．２％を超えると、過度な焼入性増加が原因でフェライト相変態が遅延され、析出強化の効果も減少するようになる。また、経済的にも不利であり、溶接性にも有害である。したがって、上記Ｍｏの含有量は、０．００５〜０．２％に制限することが好ましい。
一方、図１には、発明例及び比較例の関係式（１）、関係式（２）の値が示されている。図１において、斜線領域が本発明の範囲に該当する。

Claims (10)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００５〜０．２％、残りＦｅ及び不可避不純物を含み、
    下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たし、
    炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含む、剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板。
    関係式（１）：２．０≦［Ｍｎ］＋２．５［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］≦２．５
    関係式（２）：０．２≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）≦０．５
    （但し、前記関係式（１）及び（２）において、各元素記号は該当合金元素の重量％を示す。）
  2. 前記炭化物、窒化物、及び炭窒化物の平均サイズは１０〜５０ｎｍである、請求項１に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  3. 前記冷延鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、硬度値が３４０Ｈｖ以上である、請求項１に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  4. 剪断加工時に発生する亀裂は最大亀裂の長さが１ｍｍ以下である、請求項１に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  5. 前記冷延鋼板は、冷間圧延前の微細組織が、面積分率で、フェライト相が９０％以上であり、微細なパーライト相が５％未満であり、その他に、ベイナイト相が必然的に含まれる、請求項１に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、Ｍｏ：０．００５〜０．２％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１３％、Ｖ：０．００５〜０．２％、残りＦｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式（１）及び下記関係式（２）を満たす鋼スラブを１２００〜１３５０℃に加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の範囲の温度で熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延後に５５０〜７５０℃の範囲の温度まで冷却し、巻き取る段階と、
    前記巻取後に酸洗し、冷間圧下率６０〜７０％で冷間圧延する段階と、を含む、剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    関係式（１）：２．０≦［Ｍｎ］＋２．５［Ｍｏ］＋１．５［Ｃｒ］＋３００［Ｂ］≦２．５
    関係式（２）：０．２≦（［Ｎｂ］／９３＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１）／（［Ｃ］／１２＋［Ｎ］／１４）≦０．５
    （但し、前記関係式（１）及び（２）において、各元素記号は該当合金元素の重量％を示す。）
  7. 前記鋼スラブは連続鋳造工程によって生産される、請求項６に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  8. 前記冷却は平均冷却速度１０〜７０℃／ｓで行う、請求項６に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  9. 前記冷延鋼板は、炭化物、窒化物、及び炭窒化物のうち１以上を含み、炭化物、窒化物、及び炭窒化物の平均サイズは１０〜５０ｎｍである、請求項６に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
  10. 前記冷延鋼板は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、硬度値が３４０Ｈｖ以上である、請求項６に記載の剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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