JP4380471B2 - 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Cは、炭化物を形成し、焼入後の硬度を付与する重要な元素である。しかし、C含有量が0.20%未満では、熱延後の組織において初析フェライトの生成が顕著となり、炭化物を実質的に含まないフェライト粒が多くなって、炭化物の分布が不均一となる。また、フェライト粒も粗大化する。さらにその場合、焼入後も、機械構造用部品として十分な強度が得られない。一方、C含有量が0.48%を超える場合、焼鈍後でも伸びフランジ性および延性が低い。従って、C含有量を0.20%以上0.48%以下とする。
Siは、焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素であるため、0.005%以上含有することが好ましい。しかし、0.1%を超えて含有すると、初析フェライトが生成し易くなり、炭化物を実質的に含まないフェライト粒が多くなって、伸びフランジ性が劣化する。従って、Si含有量を0.1%以下に制限する。
Mnは、Siと同様に焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により素材強度を上昇させる元素である。また、SをMnSとして固定し、スラブの熱間割れを防止する重要な元素である。そして、Mnの含有量については、焼入性に大きな影響をおよぼすことが知られている。そこで、本発明のB、Cr、Ti添加鋼における焼入性におよぼすMn量の影響について調査した。
Pは、粒界に偏析し、靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Pの含有量が0.02%までは許容できるため、P含有量を0.02%以下に制限する。
Sは、MnとMnSを形成し伸びフランジ性を劣化させるため、低減しなければならない元素である。しかし、Sの含有量が0.01%までは許容できるため、S含有量を0.01%以下に制限する。
Alは、脱酸剤として用い、鋼の清浄度を向上させるため、製鋼段階で添加し、鋼中には通常sol.Alで概ね0.005%以上含有される。一方、sol.Al含有量が0.1%を超える程Alを添加しても、清浄度を向上させるという効果が飽和しコスト増となる。従って、鋼中のsol.Al含有量を0.1%以下とする。
Nは、TiNを形成して熱間圧延後の冷却中の初析フェライト生成に有効な固溶Ti量を減少させるので、Nの含有量が多いとTi添加量を増加させる必要があり、コスト増を招くため極力低減しなければならない元素である。しかし、Nの含有量が0.005%までは許容できるため、N含有量を0.005%以下に制限する。より好ましくは0.0050%以下に制限する。
Tiは、固溶状態において熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制するので、伸びフランジ性の向上に有効な元素である。しかし、Ti含有量が0.005%未満では、Nが微量でも十分な効果が得られない。一方、0.05%を超える多量の含有では、焼鈍中に冷却過程でTiCが析出して増加し、強度上昇が大きくなり伸びフランジ性および伸びが著しく劣化する。従って、Ti含有量を0.005%以上0.05%以下とする。
Bは、熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させると同時に、焼入性を高める重要な元素である。しかし、B含有量が0.0005%未満では、十分な効果が得られない。一方、0.003%を超えると、効果が飽和するとともに、熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下する。従って、B含有量を0.0005%以上0.003%とする。より好ましくは0.0005%以上0.0030%とする。
Crは、Bと同様に熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させると同時に、焼入性を高める重要な元素である。しかし、Cr含有量が0.05%未満では、十分な効果が得られない。一方、0.3%を超えて含有しても、焼入性は向上するが、初析フェライト生成の抑制効果が飽和するとともに、コスト増となる。従って、Cr含有量を0.05%以上0.3%以下とする。より好ましくは0.05%以上0.30%以下とする。
有効Tiは、熱間圧延冷却前の固溶状態のTi量に相当し、Ti含有量からTiNとして析出した量を差し引いた値[Ti−(48/14)N]で表すことができる。なお、該式中のTiはTiの含有量(質量%)、NはNの含有量(質量%)である。有効Tiは、前述のように熱間圧延後の冷却中の初析フェライトの生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させる。しかし、有効Ti量が0.005%未満の場合は、この効果が得られない。従って、有効Ti量は0.005%以上とする。
フェライト粒径は、伸びフランジ性と素材強度を支配する重要な因子であり、本発明において重要な要件である。フェライト粒を微細化することにより、伸びフランジ性を劣化させることなく強度を上昇させることが可能となる。すなわち、フェライト平均粒径を6μm以下とすることにより、素材の引張強度を440MPa以上に確保しつつ、優れた伸びフランジ性が得られる。一方、1.0μm未満の微細粒になると強度上昇が著しく、プレス加工時の負荷が増大する可能性があるため、下限は1.0μm以上とすることが好ましい。なお、フェライト粒径は、製造条件、特に熱間圧延の仕上温度、冷却停止温度により、制御することができる。
炭化物粒径は、加工性一般、および穴拡げ加工におけるボイドの発生に大きく影響する。炭化物が微細になるとボイドの発生は抑制できるが、炭化物平均粒径が0.1μm未満になると、硬度の上昇に伴い延性が低下し、そのため伸びフランジ性も低下する。炭化物平均粒径の増加に伴い加工性一般は向上するが、1.20μm以上になると、穴拡げ加工におけるボイドの発生により伸びフランジ性が低下する。従って、炭化物平均粒径を0.1μm以上かつ1.20μm未満に制御する。より好ましくは0.1μm以上かつ1.2μm未満に制御する。さらに、炭化物平均粒径を0.5μm以上かつ1.20μm未満に制御することにより、強度上昇が抑えられると同時に、伸びが増大し優れた伸び特性が得られる。よって、好ましくは0.5μm以上かつ1.20μm未満とする。より好ましくは0.5μm以上かつ1.2μm未満とする。なお、炭化物平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延後の冷却停止温度、巻取温度、およびその後の熱延板焼鈍処理における焼鈍温度により制御することができる。ここで、炭化物の粒径については、炭化物の長径と短径の平均を個々の炭化物の粒径とし、この個々の炭化物の粒径を平均した値を、炭化物平均粒径とする。
炭化物の分散状態を均一とすることにより、前述のように、穴拡げ加工の際の打抜き端面における応力集中が緩和され、ボイドの発生が抑制できる。炭化物を実質的に含まないフェライト粒を、体積率にして5%以下にすることにより、炭化物の分散状態を極めて均一にすることができ、伸びフランジ性が著しく向上する。従って、炭化物を実質的に含まないフェライト粒の体積率を5%以下とする。一方、本成分系が亜共析鋼であり、初析フェライトを完全に抑制することは困難であることを考慮すると、炭化物を実質的に含まないフェライト粒の体積率の下限は1%程度とするのが好ましい。なお、炭化物の分散状態、即ち炭化物を実質的に含まないフェライト粒の体積率は、製造条件、特に熱間圧延の仕上温度、熱間圧延後の冷却速度、冷却停止温度および巻取温度により、制御することができる。
鋼を熱間圧延する際の仕上温度が(Ar3変態点-10℃)未満では、一部でフェライト変態が進行するため炭化物を実質的に含まないフェライト粒が増加し、伸びフランジ性が劣化する。また、フェライト粒の粗大化が顕著となりフェライト平均粒径が6μmを超えるため、伸びフランジ性とともに強度が低下する。よって、熱間圧延の仕上圧延の仕上温度は(Ar3変態点-10℃)以上とする。これにより、組織の均一微細化を図ることができ、伸びフランジ性と強度の向上が図れる。一方、仕上温度の上限は特に規定しないが、1000℃を超えるような高温の場合、スケール性欠陥が発生し易くなるため、1000℃以下が好ましい。なお、Ar3変態点(℃)は次の式で算出することができる。
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量(質量%)を表す。
本発明では、変態後のフェライト粒の体積率の低減を図るため、熱間圧延後に急冷(冷却)を行う。熱間圧延後の冷却方法が徐冷であると、オーステナイトの過冷度が小さく初析フェライトが多く生成する。冷却速度が120℃/秒以下の場合、初析フェライトの生成が顕著となり、炭化物を実質的に含まないフェライト粒が5%超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却速度を120℃/秒超とする。一方、冷却速度の上限は、現在の設備上の能力からは700℃/秒程度である。
熱間圧延後の冷却の冷却停止温度が高い場合、巻取りまでの冷却中にフェライトが生成するとともに、パーライトのコロニーおよびラメラ間隔が増大する。そのため、焼鈍後にフェライト粒が粗大化すると同時に微細炭化物が得られなくなり、強度が低下し、伸びフランジ性が劣化する。冷却停止温度が620℃より高い場合、炭化物を実質的に含まないフェライト粒が5%超となり、伸びフランジ性が劣化する。従って、圧延後の冷却の冷却停止温度を620℃以下とする。炭化物を実質的に含まないフェライト粒をさらに低減させる場合は、冷却停止温度を600℃以下とすることが好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に規定しないが、低温になるほど鋼板の形状が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
冷却停止後は鋼板を巻き取るが、巻取温度が高いほどパーライトのラメラ間隔が大きくなる。そのため、焼鈍後の炭化物が粗大化し、巻取温度が600℃を超えると伸びフランジ性が劣化する。従って、巻取温度を600℃以下とする。さらに、巻取温度を500℃以下とすることにより、炭化物の分散状態が一層均一化し、極めて優れた伸びフランジ性が得られるため、500℃以下とすることが好ましい。一方、巻取温度の下限は特に規定しないが、低温になるほど鋼板の形状が劣化するため、200℃以上とすることが好ましい。
上記のようにして得た熱延鋼板について、炭化物を球状化するために焼鈍を行う。焼鈍温度が640℃未満の場合、炭化物の球状化が不十分あるいは炭化物平均粒径が0.1μm未満となり、伸びフランジ性が劣化する。一方、焼鈍温度がAc1変態点を超える場合、一部がオーステナイト化し、冷却中に再度パーライトを生成するため、やはり、伸びフランジ性が劣化する。また、伸びも低下する。以上より、焼鈍温度は640℃以上Ac1変態点以下とする。さらに、焼鈍温度を680℃以上とすることにより、炭化物平均粒径が0.5μm以上となり、高い伸び特性が得られる。よって、好ましくは680℃以上Ac1変態点以下である。なお、Ac1変態点(℃)は次の式で算出することができる。
ここで、式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量(質量%)を表す。
サンプルの板厚断面を研磨・ナイタル腐食後、走査型電子顕微鏡にてミクロ組織を撮影し、標記の特性値を測定した。
サンプルを、ポンチ径d0=10mm、ダイス径12mm(クリアランス20%)の打抜き工具を用いて打抜き後、穴拡げ試験を実施した。穴拡げ試験は、円筒平底ポンチ(50mmφ、5R(肩半径5mm))にて押し上げる方法で行い、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径db(mm)を測定して、次式で定義される穴拡げ率λ(%)を求めた。
(iii) 引張試験
圧延方向に対し、90゜方向(C方向)に沿ってJIS5号試験片を採取し、引張速度10mm/minで引張試験を行い、引張強度および伸びを測定した。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.20〜0.48%、Si:0.1%以下、Mn:0.20〜0.60%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%以下、N:0.005%以下、Ti:0.005〜0.05%、B:0.0005〜0.003%、Cr:0.05〜0.3%を含有し、Ti−(48/14)N≧0.005(式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量の質量%を示す)を満足し、残部鉄および不可避的不純物である組成と、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.1μm以上1.20μm未満、炭化物を実質的に含まないフェライト粒の体積率が5%以下である組織を有することを特徴とする高炭素熱延鋼板。
- 質量%で、C:0.20〜0.48%、Si:0.1%以下、Mn:0.20〜0.60%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%以下、N:0.005%以下、Ti:0.005〜0.05%、B:0.0005〜0.003%、Cr:0.05〜0.3%を含有し、Ti−(48/14)N≧0.005(式中の元素記号はそれぞれの元素の含有量の質量%を示す)を満足し、残部鉄および不可避的不純物である組成と、フェライト平均粒径が6μm以下、炭化物平均粒径が0.5μm以上1.20μm未満、炭化物を実質的に含まないフェライト粒の体積率が5%以下である組織を有することを特徴とする高炭素熱延鋼板。
- 請求項1記載の組成を有する鋼を、(Ar3変態点-10℃)以上の仕上温度で熱間圧延した後、冷却速度120℃/秒超かつ冷却停止温度620℃以下として冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り熱延鋼板とした後、焼鈍温度640℃以上Ac1変態点以下で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 請求項2記載の組成を有する鋼を、(Ar3変態点-10℃)以上の仕上温度で熱間圧延した後、冷却速度120℃/秒超かつ冷却停止温度620℃以下として冷却を行い、次いで巻取温度600℃以下で巻取り熱延鋼板とした後、焼鈍温度680℃以上Ac1変態点以下で焼鈍することを特徴とする高炭素熱延鋼板の製造方法。
- 前記冷却停止温度600℃以下で冷却を行い、前記巻取温度500℃以下で巻取ることを特徴とする請求項3または4に記載の高炭素熱延鋼板の製造方法。
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