JP4289139B2 - 成形性に優れる軟窒化用鋼板の製造方法 - Google Patents
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C:0.01〜0.10mass%
Cは、鋼を固溶強化すると共に、硬質な第二相の形成を通じて鋼を高強度化する元素である。そのため、鋼を軟質化し、成形性を向上するためには、Cの含有量を低減することが望ましく、0.10mass%以下に制限する。しかし、C含有量を0.01mass%未満まで低減すると、鋼の溶製コストの増大を招くため、C含有量の下限は0.01mass%以上とする。好ましくは0.02〜0.08mass%である。
Siは、固溶強化により鋼を高強度化する元素である。Si含有量が0.1mass%を超えると、鋼板の強度が上昇して成形性の低下を招くほか、スケール性欠陥の発生により鋼板の表面が悪化する。そのため、Siの含有量は0.1mass%以下に限定する。好ましくは0.05mass%以下である。
Mnは、鋼中に不純物として存在するSを析出物(MnS)として固定し、Sに起因する悪影響を低減する作用を有する。上記効果を得るためには、0.1mass%以上の含有が必要である。一方、Mnは、固溶強化により鋼を強化する元素でもあり、その含有量が1.0mass%を超えると、鋼板の強度が上昇して成形性の低下を招く。よって、Mnの含有量は0.1〜1.0mass%に限定する。好ましくは0.1〜0.5mass%である。
Pは、鋼中に不純物として存在する元素であり、多量に含有すると鋼板の成形性や溶接性が低下する。そのため、Pの含有量は0.05mass%以下に限定する。望ましくは0.03mass%以下である。
Sは、鋼中に不純物として存在する元素である。多量のSは、鋼板の成形性や溶接性を低下させるため、Sの含有量は0.01mass%以下に限定する。望ましくは0.005mass%以下である。
Alは、鋼の脱酸のために添加される元素である。Alの含有量が0.01mass%未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、0.06mass%を超えて添加しても、脱酸効果は飽和する。そのため、Alの含有量は0.01〜0.06mass%に限定する。
Crは、軟窒化処理により、鋼中に窒化物を形成して鋼板の表面硬さを高める効果があり、本発明における重要な元素である。上記効果を得るためには、0.05mass%以上の含有が必要である。軟窒化処理による表面硬化量はCr含有量の増加に伴って大きくなる。しかし、過度のCrの含有は、原料コストが増加するだけでなく、表層部の窒化が過度に進行することにより、逆に、窒化層の深さは浅くなる。そのため、Crの含有量は0.05〜0.50mass%に限定する必要がある。
Vは、Crと同様に、軟窒化処理により、鋼中に窒化物を形成して鋼板の表面硬さを高める効果があり、本発明においては重要な元素である。特に、Crと複合して添加することにより、相乗的な効果を発揮し、軟窒化処理による表面硬化特性がより向上する。すなわち、CrとVの同時添加により、Crの含有量が少なくても、軟窒化後の鋼板表層部の硬度を大きく高めることができ、かつ、窒化深さを増すことが可能となる。このような効果を得るためには、Vは0.01mass%以上含有する必要がある。一方、含有量が0.30mass%を超えると、前記効果は飽和し、原料コストの増加を招く。そのため、Vの含有量は0.01〜0.30mass%に限定する。
Nは、鋼中に不純物として存在する元素であり、多量のNの含有は、鋼板の成形性を低下させるため、0.01mass%以下に限定する。望ましくは0.005mass%以下である。
本発明の鋼板は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
まず、通常公知の方法で、上記の成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼片(鋼スラブ)とする。溶製および鋳造は、転炉および連続鋳造機を用いて行うのが、生産効率およびスラブ品質の観点からは好ましいが、電炉で溶製したり、造塊−分塊法で鋼スラブを製造したりしても構わない。また、脱ガス処理等の二次精錬を行ってもよい。
熱間圧延仕上温度:Ar3変態点〜(Ar3変態点+100℃)
熱間仕上圧延における仕上温度は、Ar3変態点〜(Ar3変態点+100℃)の範囲とする。仕上温度がAr3変態点を下回ると、熱延鋼板の表層組織が粗大化したり、圧延方向に展伸したフェライト組織および未再結晶フェライト組織が形成されたりして、熱延鋼板の成形性が低下する。また、鋼板の機械的特性の面内異方性が大きくなる。一方、仕上温度が(Ar3変態点+100℃)を超えると、鋼板の表面性状の悪化を招きやすい。好ましくは、Ar3変態点〜(Ar3変態点+50℃)である。
熱間圧延したコイルの巻取温度は500〜700℃とする。巻取温度が500℃未満の場合には、熱延鋼板が硬質化して成形性が低下すると共に、鋼板形状の悪化を招く。一方、巻取温度が700℃を超える場合には、鋼板の表面性状が悪化するため好ましくない。好ましくは、550〜650℃である。
冷間圧延における圧下率は、40〜80%の範囲とする。圧下率が40%未満の場合には、焼鈍後の結晶粒が粗大化し易く、冷延鋼板の表面性状や成形性が低下する。一方、圧下率が80%を超える場合には、圧延荷重等の負荷が過大となり、現有の冷延設備では対応できない。好ましくは、50〜70%である。
冷間圧延した鋼板の焼鈍は、再結晶が完了する温度以上で行う必要がある。焼鈍温度が再結晶温度に達しない場合には、冷延鋼板の組織は、圧延歪が残存する未再結晶組織となり、鋼板の成形性が大きく低下する。連続焼鈍の場合、好ましい焼鈍温度は750℃以上である。なお、連続焼鈍の焼鈍温度は、焼鈍コストを抑制する観点から、850℃以下であることが好ましい。焼鈍に用いる炉は、連続焼鈍ラインにて実施するのが生産効率上好ましいが、バッチ式の箱焼鈍炉を用いてもよい。
本発明に適合するNo.1,4〜6,9〜11の各鋼板は、成形性と表面硬化特性がいずれも良好であり、成形性に優れた軟窒化用鋼板となっている。一方、鋼の化学組成が本発明の範囲を外れるNo.12〜17の各鋼板では、成形性と表面硬化特性の双方が良好なものは得られていない。CrあるいはVの含有量が本発明の範囲を外れるNo.12〜16の鋼板は、表面硬化特性が不十分であり、Cの含有量が本発明の範囲外となるNo.17の鋼板は硬質で成形性に劣る。また、製造時の熱間圧延の仕上温度がAr3変態点を下回ったNo.2、熱間圧延の巻取温度が本発明の範囲を外れるNo.3、冷間圧延の圧下率が本発明の範囲を外れるNo.7、冷間圧延後の焼鈍温度が低く、再結晶が完了していないNo.8の各鋼板は、破断伸び(El)の値が低く、十分な成形性は得られていない。
Claims (2)
- C:0.01〜0.10mass%、
Si:0.1mass%以下、
Mn:O.1〜l.0mass%、
P:0.05mass%以下、
S:0.01mass%以下、
Al:0.01〜0.06mass%、
Cr:0.05〜0.50mass%、
V:0.01〜0.30mass%、
N:0.01mass%以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上温度をAr3変態点〜(Ar3変態点+100℃)として熱間圧延し、巻取温度500〜700℃で巻き取ることを特徴とする成形性に優れる軟窒化用熱延鋼板の製造方法。 - 請求項1に記載の製造方法で得た熱延鋼板を、さらに、圧下率40〜80%で冷間圧延し、その後、再結晶温度以上の温度で焼鈍することを特徴とする成形性に優れる軟窒化用冷延鋼板の製造方法。
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