JP3713804B2 - Thin hot-rolled steel sheet with excellent formability - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス成形などの成形加工に好適な、熱間圧延のままで用いられる薄物熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
薄物の鋼板には熱延鋼板と冷延鋼板とがあるが、従来から、成形性、特に深絞り成形性が要求される用途には、専ら冷延鋼板が用いられてきた。このような用途に冷延鋼板が用いられる理由は、冷延鋼板においては、より高度な集合組織制御を行うことができるので、ｒ値（ランクフォード値）１．４以上の優れた深絞り性を達成可能であるからである。しかし、この冷延鋼板は、より多くの工程を経て製造されるために、必然的に、コスト的には不利となる。
これに対し、熱延鋼板は、コスト的には有利であるが、一般に、成形性の点では劣っている。そのため、これまでにも、熱延鋼板の成形性向上のための努力が続けられきており、非金属介在物の低減のほかに、低ｒ値を補うための伸びの改善、成形時の潤滑特性の改善（例えば、特公平6-78568 号公報）などの技術により適用範囲を拡大するための試みが行われてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述した従来の熱延鋼板の製造技術によっても、いまだ十分な成形性あるいは適用範囲の拡大が得られていないのが実情であった。
このように、成形加工性あるいは適用範囲の拡大が阻害されている主な要因として、次のような項目が挙げられる。
１）鋼板の幅方向の端部の板厚が、中央部の板厚より極端に薄くなる、断面形状の不均一、いわゆるエッジドロップ。
２）鋼板の幅方向の端部の硬さが、中央部の硬さより高くなる、材質の不均一。
３）鋼板の幅方向における組織（結晶粒径を含む。）の不均一。
これらの項目は、板厚３〜４ｍｍ程度までは、さほど大きな問題を生じなかった。しかし、最近の板厚の薄肉化の趨勢に伴い、２ｍｍ以下、より具体的には、１．２ｍｍ以下といった薄物の熱延鋼板を製造しようとすると、上記の要因が顕在化してくる。このために、従来の技術で、薄物鋼板を製造する際には、製品化の前に、幅方向の端部を大きくトリミングしなければならず、素材、製品の歩留り低下あるいはコスト上昇を招くという問題があった。
【０００４】
そこで、本発明の目的は、鋼板のエッジドロップを抑制し、鋼板幅方向の硬さと組織を均一化した、厳しい成形加工にも耐え、冷延鋼板に代替しうる薄物熱延鋼板とその製造方法を提供することにある。
本発明の他の目的は、熱間圧延工程における、鋼帯温度の均一化、圧延方式の最適化を図ることにより、幅方向の端部でも良好な成形性を有する薄物熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を実現するために、現状の鋼板の機械的性質についての冶金的な調査を行うとともに、鋼成分組成および熱延条件について詳細な検討を行った。
その結果、熱延鋼板のなかでも、特に板厚１．２ｍｍ以下といった薄物熱延鋼板においては、鋼板のクラウン量の絶対値を規制することに加えて、これと板厚との関係を一定の範囲に規制すること、板幅方向の組織差をなくし、板幅の中央部と端部との硬度差を一定範囲内に制御すること、などによって成形性が飛躍的に向上することを知見した。
本発明は上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨構成は下記のとおりである。
【０００６】
(1) Ｃ：0.02〜0.20wt％、Si：0.005 〜 1.00wt ％、Mn：0.05〜1.50wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.015wt％以下、Al：0.005〜0.150wt％、Ｎ：0.020wt％以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、板厚が1.2mm以下、クラウン量が30μm以下、クラウン量／板厚が0.030未満であり、全幅方向にわたって歪みのないフェライト組織または歪のないフェライトとパーライト組織からなり、かつ幅方向中央部の表面硬さが幅方向板端５mm位置の表面硬さを下回らない、ことを特徴とする成形性に優れる薄物熱延鋼板。
【０００７】
(2) Ｃ：0.02〜0.20wt％、Si：0.005 〜 1.00wt ％、Mn：0.05〜1.50wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.015wt％以下、Al：0.005〜0.150wt％、Ｎ：0.020wt％以下を含み、かつNb：0.0030〜0.0400wt％、Ti：0.0030〜0.1000wt％、Ｂ：0.0005〜0.0020wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、板厚が1.2mm以下、クラウン量が30μm以下、クラウン量／板厚が0.030未満であり、全幅方向にわたって歪みのないフェライト組織または歪のないフェライトとパーライト組織からなり、かつ幅方向中央部の表面硬さが幅方向板端５mm位置の表面硬さを下回らない、ことを特徴とする成形性に優れる薄物熱延鋼板。
【０００８】
(3) Ｃ：0.02〜0.20wt％、Si：0.005 〜 1.00wt ％、Mn：0.05〜1.50wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.015wt％以下、Al：0.005〜0.150wt％、Ｎ：0.020wt％以下を含み、かつCu：0.25 〜 0.50wt ％、Ni：0.25 〜 0.50wt ％、Cr：0.05 〜 0.50wt ％から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、板厚が1.2mm以下、クラウン量が30μm以下、クラウン量／板厚が0.030未満であり、全幅方向にわたって歪みのないフェライト組織または歪のないフェライトとパーライト組織からなり、かつ幅方向中央部の表面硬さが幅方向板端５mm位置の表面硬さを下回らない、ことを特徴とする成形性に優れる薄物熱延鋼板。
【０００９】
(4) Ｃ：0.02〜0.20wt％、Si：0.005 〜 1.00wt ％、Mn：0.05〜1.50wt％、Ｐ：0.04wt％以下、Ｓ：0.015wt％以下、Al：0.005〜0.150wt％、Ｎ：0.020wt％以下を含み、かつNb：0.0030〜0.0400wt％、Ti：0.0030〜0.1000wt％、Ｂ：0.0005〜0.0020wt％から選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにCu：0.25 〜 0.50wt ％、Ni：0.25 〜 0.50wt ％、Cr：0.05 〜 0.50wt ％から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなり、板厚が1.2mm以下、クラウン量が30μm以下、クラウン量／板厚が0.030未満であり、全幅方向にわたって歪みのないフェライト組織または歪のないフェライトとパーライト組織からなり、かつ幅方向中央部の表面硬さが幅方向板端５mm位置の表面硬さを下回らない、ことを特徴とする成形性に優れる薄物熱延鋼板。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好ましい実施形態について説明する。
(1) 鋼成分について；
Ｃ：0.02〜0.20wt％
Ｃは、その量が0.20wt％を超えると、焼き入れ性が増加する結果、ホットランテーブルでの冷却制御による材質安定化を困難にするとともに、靱性の劣化を招き、深絞り成形を困難にする。一方、0.02wt％に満たない場合には、詳細な機構は必ずしも明らかではないが、全加工熱処理プロセスを通じての固溶Ｃ量の制御が困難になる。従って、Ｃ量は0.02〜0.20wt％の範囲とする必要がある。なお、さらなる材質の安定化と加工性の向上のためには、0.03〜0.15wt％の範囲とすることが望ましい。
【００１３】
Si：0.005 〜 1.00wt ％
Siは、鋼中の酸化物量を低減するために有用な元素であるが、1.00wt％を超えて添加すると、強度が著しく増加し、延性が低下してプレス成形が困難となる。したがって、Siの含有量は1.00wt％以下、好ましくは0.50wt％以下とする。
【００１４】
Mn：0.050 〜1.50wt％
Mnは、Ｓによる熱間脆性に起因する表面割れを抑制するほか、組織の均一・微細化作用をもたらす有用な元素である。これらの効果は、少なくとも0.05wt％の添加により得られるが、1.50wt％を超えて添加すると、必ずしもその機構は明らかではないが、材質の均一性が低下する傾向になる。したがって、Mnの添加量は、0.05〜1.50wt％とする。なお、加工性を特に重視する場合には、0.60wt％以下とするのが望ましい。
【００１５】
Ｐ：0.04wt％以下
Ｐは、加工性および耐食性を低下させる元素である。Ｐの量が0.04wt％を超えると、その影響が顕著に現れるので、0.04wt％以下、好ましくは0.02wt％以下とする。ただし、Ｐ量の過度の低減は、製造コストの上昇につながるので望ましくはない。
【００１６】
Ｓ：0.015 wt％以下
Ｓは、加工性に悪影響を及ぼす元素である。Ｓ量を0.015 wt％以下とすることにより、プレス加工性（特に伸びフランジ特性）を顕著に改善できる。なお、とくに高い局部延性が要求される場合には、0.007 wt％以下に低減することが望ましい。
【００１７】
Al：0.005 〜0.150 wt％
Alは、脱酸剤として作用し、清浄度を向上させるために必須の元素であり、概ね0.005 wt％以上の添加が必要である。一方、0.150 wt％を超えて添加すると、清浄度改善効果が飽和するほか、製造コストの上昇、表面欠陥の発生傾向の増大などの問題を生ずる。したがって、Alの添加量は0.005 〜0.150 wt％、好ましくは0.020 〜0.080 wt％とする。
【００１８】
Ｎ：0.020 wt％以下
Ｎは、内部材質の低下をもたらすので0.020 wt％以下に制限する必要がある。なお、耐時効性を重視する場合には、0.0050wt％以下、さらに良好なｒ値レベルと安定した焼き付け硬化性を必要とする場合には、0.0030wt％以下に低減することが望ましい。
【００１９】
以上の基本成分の他に、Nb：0.0030〜0.0400wt％、Ti：0.0030〜0.1000wt％およびＢ：0.0005〜0.0020wt％の群、Cu：0.50wt％以下、Ni：0.50wt％以下およびCr：0.50wt％以下の群から選ばれるいずれか１種または２種以上を添加することができる。
【００２０】
Nb：0.0030〜0.0400wt％
Nbは、鋼組織の微細化効果を有し、成形後における外観の美麗さが求められる場合に添加することが望ましい。このような効果は、0.0030wt％以上の添加により得られる。0.0400wt％を超えて添加すると、その機構は必ずしも明らかではないが、鋼板端部の硬度を増加させるので好ましくはない。このため、Nbを添加する場合には、0.0030〜0.0400wt％とする。なお、材質安定の観点からは、0.020 wt％以下の範囲とするのが好ましい。
【００２１】
Ti：0.0030〜0.1000wt％
Tiは、Nbと同様に、鋼組織の微細化に有効な元素である。また、析出強化による鋼の高強度化にも、有用である。これらの効果は0.0030wt％以上の添加で発揮されるが、0.1000wt％を超えて添加しても、効果が飽和するのみでなく、表面欠陥が発生する危険性を増す。従って、Tiの添加量は0.0030〜0.1000wt％とする。
【００２２】
Ｂ：0.0005〜0.0020wt％
Ｂは、組織の微細化に有効な元素であり、0.0005wt％以上の添加でその効果が得られる。しかし、0.0020wt％を超えて添加すると、鋼板端部の硬さを顕著に高めるので好ましくない。
【００２３】
Cu：0.25 〜 0.50wt ％
Cuは、鋼の材質の均一性を向上させるのに有用な元素であるが、0.50wt％を超えて添加しても効果は飽和し、コストアップになるので、0.50wt％以下の範囲で添加する。
【００２４】
Ni：0.25 〜 0.50wt ％
Niは、Cuと同様に、鋼の材質の均一性を向上させるのに有用な元素であるが、0.50wt％を超えて添加しても効果は飽和し、コストアップになるので、0.50wt％以下の範囲で添加する。
【００２５】
Cr：0.05 〜 0.50wt ％
Crは、Cuと同様に、鋼の材質の均一性を向上させるのに有用な元素であるが、0.50wt％を超えて添加しても効果は飽和し、コストアップになるので、0.50wt％以下の範囲で添加する。
【００２６】
(2) 鋼板の板厚、クラウン、硬さ、組織について；
従来の熱延鋼板は、高度な成形用としては、概ね4.0 〜2.3 ｍｍ程度の板厚のものが用いられてきた。この板厚が変化した場合に、成形特性も変化するが、その変化は単調ではなく、特に板厚1.2 ｍｍ以下の薄物になった場合に、一層高水準の品質、具体的には板幅方向における厚み、硬さなどの均質性が必要なことが明らかとなった。
【００２７】
すなわち、1.2 ｍｍを超える比較的厚物の熱延鋼板においては、（板幅方向の中央部の板厚）−（板幅方向の板端部２５ｍｍの板厚）で定義するクラウン量が従来レベルの７０〜８０μｍ程度でも成形加工の支障にはならなかった。しかし、板厚が1.2 ｍｍ以下に減少すると、従来レベルのクラウン量では、特に幅方向の端部から採取した材料で、プレス成形時に、トラブルが頻発する。これは、幅端部の板厚が過薄であるために、プレス成形、特に深絞り成形時に、しわ抑え力をかけることができず、材料の流れ込みに不均一を生ずることなどが原因していると思われる。
このようなプレス成形におけるトラブルを防止し、深絞り成形を可能にするためには、上記定義よりもさらに厳しい、（板幅方向の中央部の板厚）−（板幅方向の板端部５ｍｍの板厚）で定義するクラウン量を、３０μｍ以下に制限し、（クラウン量）／（板厚）を0.030 以下に定める必要がある。
【００２８】
また、組織は、プレス成形におけるトラブルを防止するために重要な要件である。すなわち、製品の全板幅方向にわたって、歪みのないフェライト組織または歪みのないフェライトとパーライト組織からなる必要がある。鋼板の幅方向に歪みが残留した組織が存在すると、幅方向の硬さが不均一になるからである。ここで述べる歪みの残留については、よく知られているようなＸ線回折ピークの幅広がりで判定可能である。本発明鋼では、(200)ピークの半価幅で0.20°以下がこれに相当した。上記組織とも関連するが、鋼板の幅方向の硬度差もプレス成形におけるトラブルを防止するために重要な要件である。すなわち、幅方向板端５mm位置の表面硬さが幅方向中央部の表面硬さよりも小さいこと、すなわち、幅方向板端５mm位置の表面硬さをＨｅとし、幅方向中央部の表面硬さをＨｃとした場合に、
Ｈｃ−Ｈｅ≧０
を満たす、すなわちＨｃがＨｅを下回らない必要がある。この条件が満たされないと、エッジ部を含んだ素材のプレス成形を行った場合に、例えばフランジ部の流れ込み不均一などを生じ、成形不良と判定される。おおむねHR30T硬さでＨｃがＨｅを１ポイント以上上回ることが品質の安定性の観点では有利であり望ましいが、10ポイント以上上回ることはプレス成形性の安定の面から好ましくはない。
【００２９】
(3) 製造条件について；
圧延素材となるスラブは成分の偏りを最小限にするために連続鋳造法で製造されることが望ましい。
次いで粗圧延と仕上げ圧延とからなる熱間圧延を行う。熱間圧延にあたり、鋳造後のスラブは、通常のように、一旦冷却後に再加熱されても、また、温片のままで加熱炉へ挿入されても良い。このときのスラブの加熱温度は1200℃以下とする必要がある。1200℃以下の低温加熱により、板幅方向の材質変動を小さくすることができる。これは、おそらく、初期組織が均一微細化することによるものと思われる。
【００３０】
高温のスラブは、熱間粗圧延により、概ね20〜70mm厚みのシートバーとする。なお、以下の工程では、シートバーキャスターなどで製造したシートバーも同様にして処理することができる。
これらのシートバーは、材質レベルの向上、材質の均一性の向上のために仕上げ圧延に入る前に一旦、コイルに巻き取り保熱する必要がある。この保熱処理と巻き取り時に付与される若干の曲げ歪みとによって、詳細な機構は必ずしも明らかではないが、材質の均質化が促進される。
このコイルを巻き戻して、先端と後端とを逆転させ、さらに逆転後のシートバーの先端を、先行するシートバーの後端と接合することは、シートバーの幅方向のみでなく長手方向における圧延温度の均一化に寄与する。
次いで、このシートバーの幅端部（板端から２５〜１００ｍｍ程度）を、仕上げ圧延機入側で、板幅中央部より50℃以上高い温度（とくに上限は定めないが、１５０℃以下とするのがよい。）に加熱する。通常の圧延法では、粗圧延工程までに鋼板の幅方向に顕著な温度分布の不均一を生じており、シートバー幅端部の温度は同幅方向中央部よりも50℃以上も低い温度となる。本発明では、この温度を補償すべく、エッジヒーターで加熱することにより、全幅方向にわたり材質の均一化が達成される。なお、加熱手段は特に定めないが、その方法として例えば、高周波誘導加熱やガス加熱などが挙げられる。
【００３１】
なお、仕上げ圧延機の入り側にて、シートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延を行うことは、仕上げ圧延温度の均一化のほか、先後端への張力付与により、鋼板長手方向における組織の均一化、材質の安定化、圧延形状の安定化に大きく寄与する。シートバーの接合方法は特に規定するものではなく、複数個のシートバーが連続して仕上げ圧延に供給されればよく、いかなる手段によってもよい。
【００３２】
仕上げ圧延には、通常、６〜７段よりなるタンデム圧延機を用いる。６〜７段の全段に、ペアクロス圧延機構を適用することがもっとも望ましいが、このうちの少なくとも後段の１段にはペアクロス圧延機構を適用する必要がある。ペアクロス圧延機構の適用は、エッジドロップ、クラウンの低減に極めて有効であり、本発明で定めるクラウン量30μｍ以下を達成するために必要不可欠である。
【００３３】
さらに、鋼板の断面形状の均一性、厚み方向の組織の均一性を改善する手段として、潤滑圧延を適用して仕上げ圧延することが有効である。この際、潤滑に用いる油の種類、塗油の方法などについて特に定めないが、圧延機の荷重データなどから推定される摩擦係数は、0.15程度以下の条件を実現すると顕著な効果が得られるので、この摩擦係数を満たす潤滑油を用いることが推奨される。
【００３４】
仕上げ圧延終了温度は材質レベルに応じて定めればよいが、この温度が余りに高いと組織が不均一となり、一方過度に低くなると生成したフェライトに歪みが残留し、圧延荷重が増加し、また製品の延性低下を招くことになる。したがって好ましい圧延終了温度は、（Ar3 変態点−150 ℃) 〜（Ar3 変態点＋150 ℃）の範囲である。
【００３５】
仕上げ圧延を終了した後、少なくとも２sec 以上の空冷時間（水冷開始の遅れ時間）をもうけることが、熱延コイルの幅方向の材質均一性の改善のために必要である。改善の機構は、必ずしも明らかではないが、仕上げ圧延を終了した直後に水冷を開始すると、低温域の圧延で歪みを付与されたフェライトの歪みの開放が十分に行われないが、一定の経過時間をおけば、ある意味での自己焼鈍効果により、フェライト組織中の歪み開放され、材質均一化が図られるからであると思われる。そこで、熱延終了後水冷前の空冷時間を２sec 以上確保することが必要である。空冷の上限時間は特に定めないが、後述する巻き取り温度が確保できる熱延設備上の拘束により、自ずから決定されるものである。
【００３６】
このように所定の時間空冷した鋼板をホットラン上で水冷するにあたり、鋼板の幅方向に均一な冷却を実現する必要がある。冷却水はノズルより噴出し、鋼板に衝突するが、直接水に当たった位置は最も大きな冷却効率を有することと、幅端部は中央部に比して冷却効率が高いという現象が確認された。
このような冷却の不均一を解決する手段として、鋼板の幅端部に、直接には、冷却水が当たらないような設備的な検討をおこなった。その結果、幅端部を50〜150mm 程度の範囲で冷却水のマスキングを行ったところ良好な結果が得られた。このマスキングは上部、下部の両方において行うことがもっとも望ましいが、少なくとも一方でも実施すれば効果が現れる。
【００３７】
仕上げ圧延して冷却した後の鋼帯の巻き取り温度は、目標とする材質レベルに応じて変化させるが、材質の安定性と操業の安定性の面から600 〜750 ℃の範囲とするのが好ましい。
上述した方法により、製造した熱延コイルは、通常の方法によりスケールの除去を行い製品となる。
【００３８】
【実施例】
実施例１
表１に示す種々の鋼を溶製して、連続鋳造スラブとし、このスラブを1100〜1150℃の温度範囲で加熱した。その後、粗圧延により、３５ｍｍ厚のシートバーとし、いったん巻き取った後、巻き戻し、誘導加熱し、先行するシートバーの後端と接合した。接合したシートバーの幅端より120 ｍｍの範囲を、エッジヒーターを用いて、板幅中央より50〜100 ℃高い温度に加熱し、これをフィードバック制御することで、圧延終了温度の最適化をはかった。用いた仕上げ圧延機は、７段のタンデムミルであり、全段にペアクロス機能を有するものであるが、そのうちの５〜７段にペアクロス機能を適用した。圧延終了温度はＡr3変態点〜（Ａr3変態点−50℃）であった。
仕上げ圧延終了後、２〜３秒の空冷の後、水冷却を開始した。このとき、板幅方向の端部100 ｍｍの範囲については、ホットランの上部冷却ノズルからの冷却水が直接鋼板に衝突しないように、樋でマスキングを行った。そして、680 ℃で巻き取り、通常の酸洗を行い、板幅1520ｍｍ、板厚1.2 ｍｍの熱延鋼板を製造した。
【００３９】
得られた、熱延鋼板を供試材として、クラウン量、組織、ロックウエル硬さHR30T を測定するとともに、板幅方向端部の深絞り特性を調査するために、円筒深絞り試験を行った。
円筒深絞り試験は、ブランクの端部が鋼板の幅端から３ｍｍの位置にくるようにブランキングし、ブランク径：180 ｍｍ，パンチ径：95ｍｍ，しわ抑え力：700 kgf 、潤滑油：牛脂、ダイス肩半径：５ｍｍの条件で実施した。円筒に絞り抜いた後、円筒の高さを円周方向に測定し、最大高さと最小高さとの差を測定した。この差が大きいと、材料の流れ込みが均一でないことを表している。
以上の各測定、試験結果を表２にまとめて示す。なお、幅方向端部以外の位置から採取したものの深絞り特性は全て問題なく成形できた。
【００４０】
【表１】
【表２】
得られた結果から明らかなように、本発明法によって製造した薄物熱延鋼板は、クラウン量、クラウン／板厚、幅端部と中央部との硬さの差、組織が発明の範囲を満たし、幅端部であっても良好な深絞り特性を有することがわかる。
【００４３】
実施例２
表１の成分の鋼Ａを用いて、表３に示す各条件で熱間圧延し、通常の酸洗を行い、板幅1250ｍｍの、種々の板厚の薄物熱延鋼板を製造した。
これらの、薄物熱延鋼板について、実施例１と同様に特性を調査するとともに、円筒深絞り試験を行った。ただし、円筒深絞り試験における金型のクリアランスは、板厚×（１＋0.2 ）になるように、板厚ごとに調整した。
これらの試験結果を表４に併せて示す。
【００４４】
【表３】
【表４】
以上の結果から、本発明法によって製造した薄物熱延鋼板は、クラウン量、クラウン／板厚、幅端部と中央部との硬さの差、組織が発明の範囲を満たし、幅方向の材質、板厚が均一であって、幅端部であっても良好な深絞り特性を有することが明らかである。
【００４７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明にしたがって、低炭素鋼を素材として、熱間圧延工程および冷却工程を厳密に制御して製造すれば、鋼板のエッジドロップが解消され、鋼板幅方向の組織と硬さの均一化が実現できる。
したがって、本発明によれば、幅方向の端部であっても、中央部と同様なプレス成形が得られ、プレス成形工程におけるトラブルが回避され、また鋼板幅方向の均質化に伴うトリミング代の減少（歩留りの向上）をはかることが可能となる。また、本発明に従う熱延鋼板に、さらに冷間圧延を施して冷延鋼板とする場合に、幅方向に均質で、良好な冷延用素材をも提供できるので、冷延鋼板の形状の向上に寄与する。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a thin hot-rolled steel sheet that is suitable for forming such as press forming and used as hot rolled.
[0002]
[Prior art]
Thin steel sheets include hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets. Conventionally, cold-rolled steel sheets have been used exclusively for applications requiring formability, particularly deep drawability. The reason why cold-rolled steel sheets are used for such applications is that, in cold-rolled steel sheets, more advanced texture control can be performed, and therefore excellent deep drawability with an r value (Rankford value) of 1.4 or more. It is because it is possible to achieve. However, since this cold-rolled steel sheet is manufactured through more processes, it is inevitably disadvantageous in terms of cost.
In contrast, hot-rolled steel sheets are advantageous in terms of cost, but are generally inferior in formability. For this reason, efforts have been made to improve the formability of hot-rolled steel sheets so far, in addition to reducing non-metallic inclusions, improving elongation to compensate for low r values, and lubrication during forming. Attempts have been made to expand the application range by techniques such as improvement of characteristics (for example, Japanese Patent Publication No. 6-78568).
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
However, even the conventional hot-rolled steel sheet manufacturing technology described above has not yet achieved a sufficient formability or expanded application range.
Thus, the following items can be cited as main factors that hinder the expansion of molding processability or application range.
1) Non-uniform cross-sectional shape, so-called edge drop, in which the plate thickness at the end in the width direction of the steel plate is extremely thinner than the plate thickness at the center.
2) The hardness of the edge part of the width direction of a steel plate becomes higher than the hardness of a center part, and the material is nonuniform.
3) Non-uniform structure (including crystal grain size) in the width direction of the steel sheet.
These items did not cause a significant problem until the plate thickness was about 3 to 4 mm. However, with the recent trend of thinning of the plate thickness, the above-mentioned factors become obvious when trying to manufacture a thin hot-rolled steel plate of 2 mm or less, more specifically 1.2 mm or less. For this reason, when manufacturing a thin steel plate with the conventional technique, the end in the width direction must be greatly trimmed before commercialization, which leads to a decrease in yield of materials and products or an increase in cost. There was a problem.
[0004]
Accordingly, an object of the present invention is to reduce the edge drop of a steel sheet, uniform the hardness and structure in the width direction of the steel sheet, withstand severe forming processing, and to replace a cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same Is to provide.
Another object of the present invention is to produce a thin hot-rolled steel sheet having good formability even at the end in the width direction by making the steel strip temperature uniform in the hot rolling process and optimizing the rolling method. Is to provide.
[0005]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned object, the inventors conducted a metallurgical investigation on the mechanical properties of the current steel sheet, and conducted a detailed examination on the steel component composition and hot rolling conditions.
As a result, among the hot-rolled steel sheets, in particular for thin hot-rolled steel sheets with a thickness of 1.2 mm or less, in addition to restricting the absolute value of the crown amount of the steel sheet, the relationship between this and the sheet thickness is constant. It was found that formability is drastically improved by restricting to the range, eliminating the difference in structure in the plate width direction, and controlling the difference in hardness between the center and end of the plate width within a certain range. .
This invention is completed based on the said knowledge, The summary structure is as follows.
[0006]
(1) C: 0.02 to 0.20 wt%, Si: 0.005 to 1.00 wt % , Mn: 0.05 to 1.50 wt%, P: 0.04 wt% or less, S: 0.015 wt% or less, Al: 0.005 to 0.150 wt%, N : 0.020wt% or less, the balance is Fe and inevitable impurities, the plate thickness is 1.2mm or less, the crown amount is 30μm or less, the crown amount / plate thickness is less than 0.030, and there is no distortion in the entire width direction A thin hot-rolled steel sheet having excellent formability, characterized by comprising a ferrite and pearlite structure having no structure or strain , and having a surface hardness at the center in the width direction not lower than the surface hardness at the position of 5 mm in the width direction plate edge.
[0007]
(2) C: 0.02 to 0.20 wt%, Si: 0.005 to 1.00 wt % , Mn: 0.05 to 1.50 wt%, P: 0.04 wt% or less, S: 0.015 wt% or less, Al: 0.005 to 0.150 wt%, N : Contains 0.020 wt% or less, Nb: 0.0030 to 0.0400 wt%, Ti: 0.0030 to 0.1000 wt%, B: Contains 0.0005 to 0.0020 wt%, with the remainder being Fe and inevitable It has a thickness of 1.2 mm or less, a crown amount of 30 μm or less, a crown amount / plate thickness of less than 0.030, and has a ferrite structure with no distortion or a ferrite and pearlite structure with no distortion over the entire width direction. A thin hot-rolled steel sheet with excellent formability, characterized in that the surface hardness at the center in the direction does not fall below the surface hardness at the 5 mm position in the width direction plate edge.
[0008]
(3) C: 0.02 to 0.20 wt%, Si: 0.005 to 1.00 wt % , Mn: 0.05 to 1.50 wt%, P: 0.04 wt% or less, S: 0.015 wt% or less, Al: 0.005 to 0.150 wt%, N : includes the following 0.020 wt%, and Cu: 0.25 ~ 0.50wt%, Ni : 0.25 ~ 0.50wt%, Cr: 0.05 to contain one or more members selected from the ~ 0.50 wt%, the balance being Fe and incidental It has a thickness of 1.2 mm or less, a crown amount of 30 μm or less, a crown amount / plate thickness of less than 0.030, and has a ferrite structure with no distortion or a ferrite and pearlite structure with no distortion over the entire width direction. A thin hot-rolled steel sheet with excellent formability, characterized in that the surface hardness at the center in the direction does not fall below the surface hardness at the 5 mm position in the width direction plate edge.
[0009]
(4) C: 0.02 to 0.20 wt%, Si: 0.005 to 1.00 wt % , Mn: 0.05 to 1.50 wt%, P: 0.04 wt% or less, S: 0.015 wt% or less, Al: 0.005 to 0.150 wt%, N : 0.020 wt% or less, and Nb: 0.0030 to 0.0400 wt%, Ti: 0.0030 to 0.1000 wt%, B: 0.0005 to 0.0020 wt%, or one or more selected from Cu: 0.25 to 0.50wt % , Ni: 0.25 to 0.50wt % , Cr: One or more selected from 0.05 to 0.50wt % , the balance is made of Fe and inevitable impurities, the plate thickness is 1.2mm or less, crown The amount is less than 30μm, the crown amount / thickness is less than 0.030, and it is composed of a ferrite structure with no distortion or a ferrite and pearlite structure with no distortion over the entire width direction. A thin hot-rolled steel sheet with excellent formability, characterized by not being below the surface hardness of the position.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described.
(1) About steel components;
C: 0.02-0.20wt%
When the amount of C exceeds 0.20 wt%, the hardenability increases. As a result, it becomes difficult to stabilize the material by cooling control with a hot run table, and toughness deteriorates, making deep drawing difficult. . On the other hand, if it is less than 0.02 wt%, the detailed mechanism is not necessarily clear, but it becomes difficult to control the amount of solute C throughout the entire heat treatment process. Therefore, the C amount needs to be in the range of 0.02 to 0.20 wt%. In addition, in order to further stabilize the material and improve the workability, it is desirable that the content be in the range of 0.03 to 0.15 wt%.
[0013]
Si: 0.005 to 1.00wt %
Si is a useful element for reducing the amount of oxide in the steel, but if added in excess of 1.00 wt%, the strength is remarkably increased, the ductility is lowered, and press forming becomes difficult. Accordingly, the Si content is 1.00 wt% or less, preferably 0.50 wt% or less .
[0014]
Mn: 0.050 to 1.50wt%
Mn is a useful element that suppresses surface cracking due to hot brittleness due to S and also provides a uniform and finer action of the structure. These effects can be obtained by addition of at least 0.05 wt%. However, if the addition exceeds 1.50 wt%, the mechanism is not necessarily clear, but the uniformity of the material tends to be lowered. Therefore, the amount of Mn added is 0.05 to 1.50 wt%. In addition, when workability is particularly important, it is desirable that the content be 0.60 wt% or less.
[0015]
P: 0.04 wt% or less P is an element that decreases workability and corrosion resistance. If the amount of P exceeds 0.04 wt%, the effect appears remarkably, so 0.04 wt% or less, preferably 0.02 wt% or less. However, excessive reduction of the amount of P is not desirable because it leads to an increase in manufacturing cost.
[0016]
S: 0.015 wt% or less S is an element that adversely affects workability. By making the S amount 0.015 wt% or less, press workability (particularly stretch flange characteristics) can be remarkably improved. When particularly high local ductility is required, it is desirable to reduce it to 0.007 wt% or less.
[0017]
Al: 0.005 to 0.150 wt%
Al acts as a deoxidizer and is an essential element for improving cleanliness, and generally needs to be added in an amount of 0.005 wt% or more. On the other hand, if it exceeds 0.150 wt%, the effect of improving the cleanliness is saturated, and problems such as an increase in manufacturing cost and an increase in the tendency to generate surface defects occur. Therefore, the amount of Al added is 0.005 to 0.150 wt%, preferably 0.020 to 0.080 wt%.
[0018]
N: 0.020 wt% or less Since N causes deterioration of the internal material, it is necessary to limit it to 0.020 wt% or less. In addition, when importance is attached to aging resistance, it is desirable to reduce it to 0.0050 wt% or less, and when a better r-value level and stable bake hardenability are required, it is desirable to reduce it to 0.0030 wt% or less.
[0019]
In addition to the above basic components, Nb: 0.0030 to 0.0400 wt%, Ti: 0.0030 to 0.1000 wt% and B: 0.0005 to 0.0020 wt%, Cu: 0.50 wt% or less, Ni: 0.50 wt% or less, and Cr: Any one or more selected from the group of 0.50 wt% or less can be added.
[0020]
Nb: 0.0030-0.0400wt%
Nb is preferably added when it has an effect of refining the steel structure and a beautiful appearance after molding is required. Such an effect can be obtained by adding 0.0030 wt% or more. If the addition exceeds 0.0400 wt%, the mechanism is not necessarily clear, but it is not preferable because it increases the hardness of the end of the steel plate. For this reason, when adding Nb, it is set as 0.0030-0.0400 wt%. In addition, from the viewpoint of material stability, the range is preferably 0.020 wt% or less.
[0021]
Ti: 0.0030-0.1000wt%
Ti, like Nb, is an element effective for refinement of the steel structure. It is also useful for increasing the strength of steel by precipitation strengthening. These effects are exhibited by addition of 0.0030 wt% or more, but addition of more than 0.1000 wt% not only saturates the effect but also increases the risk of surface defects. Therefore, the amount of Ti added is 0.0030 to 0.1000 wt%.
[0022]
B: 0.0005-0.0020wt%
B is an element effective for refining the structure, and the effect can be obtained by adding 0.0005 wt% or more. However, adding over 0.0020 wt% is not preferable because the hardness of the end of the steel sheet is significantly increased.
[0023]
Cu: 0.25 to 0.50wt %
Cu is an element useful for improving the uniformity of the steel material. However, adding more than 0.50 wt% saturates the effect and increases costs, so add it in the range of 0.50 wt% or less. To do.
[0024]
Ni: 0.25 to 0.50wt %
Ni, like Cu, is an element useful for improving the uniformity of the steel material, but adding 0.50wt% will saturate the effect and increase costs, so 0.50wt% Add in the following range.
[0025]
Cr: 0.05 to 0.50wt %
Cr, like Cu, is an element useful for improving the uniformity of steel materials, but adding 0.50wt% will saturate the effect and increase costs, so 0.50wt% Add in the following range.
[0026]
(2) About the thickness, crown, hardness, and structure of the steel sheet;
Conventional hot-rolled steel sheets having a plate thickness of about 4.0 to 2.3 mm have been used for advanced forming. When this plate thickness changes, the molding characteristics also change, but the change is not monotonous, especially when the thickness is 1.2 mm or less, and a higher level of quality, specifically in the plate width direction. It became clear that homogeneity such as thickness and hardness was necessary.
[0027]
That is, in a relatively thick hot-rolled steel sheet exceeding 1.2 mm, the crown amount defined by (plate thickness in the center portion in the plate width direction) − (plate thickness in the plate end portion in the plate width direction) is the conventional level. Even in the range of about 70 to 80 μm, the molding process was not hindered. However, when the plate thickness is reduced to 1.2 mm or less, with the conventional crown amount, troubles frequently occur during press molding, particularly with materials taken from the end in the width direction. This is due to the fact that the sheet thickness at the width end is excessively thin, so that it is impossible to apply a wrinkle suppressing force during press molding, particularly deep drawing, and the material flow becomes uneven. It seems that there is.
In order to prevent such troubles in press forming and enable deep drawing, it is more severe than the above definition, (plate thickness in the center in the plate width direction) − (plate end in the plate width direction 5 mm) The crown amount defined by (plate thickness) is limited to 30 μm or less, and (crown amount) / (plate thickness) must be set to 0.030 or less.
[0028]
In addition, the structure is an important requirement for preventing troubles in press molding. That is, it is necessary to consist of a ferrite structure without distortion or a ferrite and pearlite structure without distortion over the entire plate width direction of the product. This is because the hardness in the width direction becomes non-uniform if there is a structure in which strain remains in the width direction of the steel sheet. The residual strain described here can be determined by the well-known X-ray diffraction peak broadening. In the steel of the present invention, the half width of the (200) peak corresponds to 0.20 ° or less . Associated with the upper Symbol tissues, is an important requirement in order to prevent trouble in the hardness difference is also press-formed in the width direction of the steel sheet. That is, the surface hardness at the width direction plate end 5 mm position is smaller than the surface hardness at the width direction central portion, that is, the surface hardness at the width direction plate end 5 mm position is He, and the surface hardness at the width direction central portion is If Hc,
Hc-He ≧ 0
In other words, Hc needs to be less than He . If this condition is not satisfied, when the material including the edge portion is subjected to press molding, for example, uneven flow of the flange portion or the like occurs, and it is determined that the molding is defective. In general, it is advantageous and desirable from the viewpoint of stability of quality that Hc exceeds He by 1 point or more in hardness of HR30T, but exceeding 10 points or more is not preferable from the viewpoint of stability of press formability.
[0029]
(3) Manufacturing conditions;
It is desirable that the slab used as a rolling material is manufactured by a continuous casting method in order to minimize the component bias.
Next, hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling is performed. In the hot rolling, the slab after casting may be reheated after being cooled as usual, or may be inserted into a heating furnace as a hot piece. The heating temperature of the slab at this time needs to be 1200 ° C. or less. By heating at a low temperature of 1200 ° C or lower, material fluctuations in the plate width direction can be reduced. This is probably due to uniform refinement of the initial structure.
[0030]
The high-temperature slab is formed into a sheet bar having a thickness of about 20 to 70 mm by hot rough rolling. In the following steps, a sheet bar manufactured with a sheet bar caster or the like can be processed in the same manner.
In order to improve the material level and the uniformity of the material, these sheet bars need to be wound around a coil and kept warm before the finish rolling. Although the detailed mechanism is not necessarily clear due to this heat treatment and the slight bending strain applied during winding, homogenization of the material is promoted.
It is not only in the width direction of the seat bar but also in the longitudinal direction that the front end and the rear end are reversed and the front end of the seat bar after the reverse rotation is joined to the rear end of the preceding sheet bar. Contributes to uniform rolling temperature.
Next, the width end of the sheet bar (about 25 to 100 mm from the end of the plate) is 50 ° C. or more higher than the center portion of the plate width on the entrance side of the finish rolling mill (the upper limit is not specified, but 150 ° C. or less) To heat.) In the normal rolling method, significant temperature distribution non-uniformity has occurred in the width direction of the steel plate until the rough rolling step, and the temperature at the sheet bar width end is 50 ° C. or more lower than the center in the width direction. Become. In the present invention, in order to compensate for this temperature, the material is made uniform over the entire width direction by heating with an edge heater. The heating means is not particularly defined, but examples of the method include high frequency induction heating and gas heating.
[0031]
In addition, joining the sheet bar on the entrance side of the finish rolling mill and continuously performing finish rolling is not only uniforming the finish rolling temperature but also applying the tension to the front and rear ends of the structure in the longitudinal direction of the steel sheet. Greatly contributes to homogenization, material stabilization, and rolling shape stabilization. The method for joining the sheet bars is not particularly defined, and any means may be used as long as a plurality of sheet bars are continuously supplied to the finish rolling.
[0032]
For finish rolling, a tandem rolling mill having 6 to 7 stages is usually used. Although it is most desirable to apply the pair cross rolling mechanism to all the 6 to 7 stages, it is necessary to apply the pair cross rolling mechanism to at least one of the latter stages. The application of the pair cross rolling mechanism is extremely effective in reducing edge drop and crown, and is indispensable for achieving the crown amount of 30 μm or less defined in the present invention.
[0033]
Further, as a means for improving the uniformity of the cross-sectional shape of the steel sheet and the uniformity of the structure in the thickness direction, it is effective to apply finish rolling by applying lubrication rolling. At this time, the type of oil used for lubrication, the method of coating, etc. are not particularly defined, but the friction coefficient estimated from the rolling mill load data, etc. can provide a remarkable effect if the condition is about 0.15 or less. It is recommended to use a lubricating oil that satisfies this coefficient of friction.
[0034]
The finish rolling finish temperature may be determined according to the material level, but if this temperature is too high, the structure becomes non-uniform, while if it is too low, distortion will remain in the generated ferrite, increasing the rolling load, and the product. This leads to a decrease in ductility. Therefore, the preferable rolling end temperature is in the range of (Ar 3 transformation point−150 ° C.) to (Ar 3 transformation point + 150 ° C.).
[0035]
After finishing the finish rolling, it is necessary to provide an air cooling time (water cooling start delay time) of at least 2 seconds in order to improve the material uniformity in the width direction of the hot rolled coil. The mechanism of improvement is not necessarily clear, but if water cooling is started immediately after finishing rolling, the strain of ferrite imparted with strain by rolling in a low temperature region cannot be sufficiently released, but a certain elapsed time This is because the strain in the ferrite structure is released by the self-annealing effect in a sense, and the material is made uniform. Therefore, it is necessary to secure an air cooling time of 2 seconds or more after the hot rolling and before water cooling. Although the upper limit time of air cooling is not particularly defined, it is naturally determined by restraint on hot rolling equipment that can secure a winding temperature described later.
[0036]
Thus, when water-cooling a steel plate that has been air-cooled for a predetermined time on a hot run, it is necessary to achieve uniform cooling in the width direction of the steel plate. Cooling water is ejected from the nozzle and collides with the steel sheet, but the phenomenon that the position where it directly hit the water has the largest cooling efficiency and the cooling efficiency at the width end is higher than that at the center has been confirmed. .
As a means for solving such uneven cooling, a facility study was performed so that the cooling water does not directly hit the width end of the steel plate. As a result, good results were obtained when cooling water was masked in the range of about 50 to 150 mm at the width end. This masking is most preferably performed on both the upper and lower sides, but if it is performed on at least one of them, an effect will appear.
[0037]
The steel strip winding temperature after finish rolling and cooling is changed according to the target material level, but it should be in the range of 600 to 750 ℃ in terms of material stability and operational stability. preferable.
The hot-rolled coil produced by the above-described method is removed from the scale by a normal method to become a product.
[0038]
【Example】
Example 1
Various steels shown in Table 1 were melted into continuous cast slabs, and the slabs were heated in a temperature range of 1100 to 1150 ° C. Thereafter, the sheet bar was 35 mm thick by rough rolling, wound once, then rewound, induction heated, and joined to the rear end of the preceding sheet bar. The range of 120 mm from the width edge of the joined sheet bar is heated to a temperature 50 to 100 ° C higher than the center of the plate width using an edge heater, and this is feedback controlled to optimize the rolling end temperature. It was. The finish rolling mill used was a 7-stage tandem mill having a pair cross function in all stages, and the pair cross function was applied to 5 to 7 stages. The rolling end temperature was Ar 3 transformation point to (Ar 3 transformation point −50 ° C.).
After finishing rolling, water cooling was started after air cooling for 2-3 seconds. At this time, in the range of the end portion 100 mm in the plate width direction, masking was performed with a scissors so that the cooling water from the upper cooling nozzle of the hot run did not directly collide with the steel plate. And it wound up at 680 degreeC and performed normal pickling, and manufactured the hot rolled steel plate of 1520 mm in plate width and 1.2 mm in plate thickness.
[0039]
Using the obtained hot-rolled steel sheet as a test material, the crown amount, structure, and Rockwell hardness HR30T were measured, and a cylindrical deep drawing test was conducted to investigate the deep drawing characteristics at the end in the plate width direction.
The cylindrical deep drawing test is blanked so that the end of the blank is 3 mm from the width end of the steel plate, blank diameter: 180 mm, punch diameter: 95 mm, wrinkle restraining force: 700 kgf, lubricating oil: beef tallow, The die shoulder radius was 5 mm. After drawing the cylinder, the height of the cylinder was measured in the circumferential direction, and the difference between the maximum height and the minimum height was measured. If this difference is large, it indicates that the material flow is not uniform.
The above measurements and test results are summarized in Table 2. In addition, all the deep drawing characteristics of samples taken from positions other than the end in the width direction could be formed without any problem.
[0040]
[Table 1]
[Table 2]
As is apparent from the obtained results, the thin hot-rolled steel sheet produced by the method of the present invention has a crown amount, a crown / plate thickness, a difference in hardness between the width end portion and the center portion, and a structure that satisfies the scope of the invention. It can be seen that even the width end portion has a good deep drawing characteristic.
[0043]
Example 2
Using steel A having the components shown in Table 1, it was hot-rolled under the conditions shown in Table 3 and subjected to normal pickling to produce thin hot-rolled steel sheets having various plate thicknesses with a sheet width of 1250 mm.
For these thin hot-rolled steel sheets, the characteristics were investigated in the same manner as in Example 1, and a cylindrical deep drawing test was performed. However, the die clearance in the cylindrical deep drawing test was adjusted for each plate thickness so that the plate thickness × (1 + 0.2).
These test results are also shown in Table 4.
[0044]
[Table 3]
[Table 4]
From the above results, the thin hot-rolled steel sheet manufactured by the method of the present invention has a crown amount, a crown / plate thickness, a difference in hardness between the width end part and the center part, and a structure that satisfies the scope of the invention. It is clear that the plate thickness is uniform and the deep drawing property is good even at the width end.
[0047]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, if low carbon steel is used as a raw material and the hot rolling process and the cooling process are strictly controlled, the edge drop of the steel sheet is eliminated, and the structure and hardness in the steel sheet width direction are eliminated. Uniformity can be achieved.
Therefore, according to the present invention, even at the end portion in the width direction, press forming similar to the center portion is obtained, trouble in the press forming process is avoided, and the trimming allowance associated with homogenization in the steel plate width direction is avoided. Reduction (improvement in yield) can be achieved. In addition, when the hot-rolled steel sheet according to the present invention is further subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet, it is possible to provide a good cold-rolling material that is homogeneous in the width direction, so that the shape of the cold-rolled steel sheet is improved. Contribute to.
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