JP4543471B2

JP4543471B2 - 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法

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Publication number: JP4543471B2
Application number: JP2000006633A
Authority: JP
Inventors: 透稲積; 義正船川; 啓泰菊池; 洋一本屋敷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-01-14
Filing date: 2000-01-14
Publication date: 2010-09-15
Anticipated expiration: 2020-01-14
Also published as: JP2001192736A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織を有する高強度熱延鋼板は、伸び−強度バランスが高く加工性が優れていることから、自動車の軽量化等を目的に種々の構造部材や部品への適用が進められているが、適用範囲の拡大に伴ない年々その用途は厳しくなりさらなる加工性の向上が望まれている。このような複合組織鋼の伸び−強度バランスを向上させるには、複合組織をさらに微細化する必要がある。
【０００３】
このような複合組織鋼は、Ａｒ_３変態点以上からフェライト・オーステナイト２相温度領域まで冷却（一次冷却）後、この温度領域で所定の時間保持しフェライト変態を促進することでオーステナイト相へＣを濃縮させた後、急冷（二次冷却）してオーステナイト相をマルテンサイトに変態させることにより製造される。この製造工程の条件を規定することによって複合組織の微細化を図る技術が種々提案されており、例えば、特開昭５４−６５１１８号公報には一次冷却速度を８０℃／ｓｅｃ以上として粒成長を抑制する技術が提案されている（以下、この技術を従来技術１という）。特開昭５６−３３４２９号公報には一次冷却開始温度を７２０〜８５０℃、一次冷却速度を３０〜２００℃／ｓｅｃとしてフェライトを微細化する技術が提案されている（以下、この技術を従来技術２という）。特開昭６０−１２１２２５号公報にはＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋４０℃）の間で４５％以上の累積圧下を加えることによりフェライトの微細分散とマルテンサイトの微細化を図る技術が提案されている（以下、この技術を従来技術３という）。CAMP−ISIJ Vol.5 (1992) P.948には、仕上圧延機のスタンド間に冷却装置を設けて圧延直後に急冷を行なう技術が提案されている（以下、この技術を従来技術４という）。
【０００４】
また、ごく最近では、上記複合組織鋼とは異なる組織のＣ−Ｍｎ系フェライト・パーライト鋼について、La Ravue de Metallurgie -ATS-JS 97, p.58-59に熱間圧延後２５０〜５００℃／ｓｅｃという高い一次冷却速度を用い組織微細化を図る技術が提案されている（以下、この技術を従来技術５という）。CAMP−ISIJ Vol.11 (1998) p.1027-1030には７５０℃で５０〜９０％の１パス大圧下後最高３００℃／ｓｅｃで急冷し、組織を微細化する技術が提案されている（以下、この技術を従来技術６という）。CAMP−ISIJ Vol.11 (1998) P.1017-1020には４６〜５０％の１パス大圧下熱延を行なった後０．５秒以内に２００℃／ｓｅｃで水冷しフェライトを微細化する技術が提案されている（以下、この技術を従来技術７という）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来技術１〜３は、いずれも従来の実機あるいは実験設備の冷却能力を前提に、一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃ以下という限定された領域で技術検討が行なわれていたため、複合組織の微細化には限界があった。また、従来技術４は、熱間圧延直後の急冷効果を狙ったものであるが、一次冷却速度については特別な記述もなく、従来の実機あるいは実験設備の冷却能力が前提となっていることは明らかで、上記技術と同様、複合組織の細粒化には限界があった。さらに、上記従来技術５および７はフェライト・パーライト鋼またはフェライトに少量のベイナイトを含有する鋼の検討に留まっており、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織鋼の微細化については何ら有効な対策を与えるものではない。加えて、上記従来技術５は、組織微細化技術としても、一次冷却速度を２００℃／ｓｅｃより高めたにもかかわらず冷却速度のみに頼った検討に終わっているため、その組織微細化効果には限界があり、加工性向上への要求に対して十分に有効な技術とはなり得ない。さらにまた、前記従来技術６および７では組織の微細化が４６〜９０％の１パス大圧下によって実現されており、形状の最終調整を兼ねている従来型ホットストリップミルの最終圧延スタンドでは、このような大圧下を行なうことは板形状の観変態点から不可能であり、ホットストリップミルでの実用化には問題が多い。
【０００６】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、板形状を損なうことなく組織を微細化して、伸び−強度バランスを向上することができる板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するため手段】
本発明者等は、上述した課題を解決すべく、まず一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃを超える領域をベースとして組織微細化の検討を行なうため。新たに近接型急速冷却装置を開発し、圧延条件を種々変化させて鋭意研究を重ねた。その結果、一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃを超える条件下では、Ａｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋６０℃）で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了から冷却開始までの時間を１．０秒以内までに規定することにより、仕上圧延機最終スタンドの圧下率を３０％未満としても上記従来技術を超える微細組織が得られることを知見して本発明を完成するに至った。
【０００８】
冷却開始時間についてはこれまでにも検討結果はあり、例えば特開平１０−１９５５８８号公報では、Ａｒ_３変態点以上で熱間圧延を終了し、その後０．１〜５．０秒の間に冷却を開始して５０℃／ｓｅｃ以上の一次冷却速度で冷却する技術が提案されている。しかしながら、この技術では、仕上圧延の終了温度を規定しておらず、かつ一次冷却速度２００℃／ｓｅｃ以下の領域で検討された結果に過ぎない。このため、この技術における冷却開始温度の限定による効果は、上記公報にも記載されているように、組織微細化ではなく変態前のオーステナイトの粗大化防止によるフェライト変態の促進に留まるものである。
【０００９】
これに対して本発明は、２００℃／ｓｅｃを超える一次冷却速度をベースとして仕上圧延終了温度の範囲および圧延後の冷却開始時間を制限することにより、組織の微細化を実現するものである。
【００１０】
すなわち、本発明は、以下の（１）〜（４）を提供する。
（１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造後、得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧下率を３０％未満とし、かつＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋６０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ_３−３０℃）〜Ａｒ_１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で行ない、Ａｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３００℃以下で巻き取ることを特徴とする板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
（２）連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱することを特徴とする前記（１）に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
（３）さらに、重量％で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
（４）さらに、重量％で、Ｃｒ：１％以下、およびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）ないし（３）のいずれかに記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明で対象とする熱延鋼板は自動車部品や機械構造用部材等に使用されるものであり、引張り強さが４９０〜９８０ＭＰａ級の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板またはその薄鋼板である。本発明で対象とする高強度鋼板において、連続鋳造から熱間圧延までを直接行なう直送圧延プロセスと再加熱を伴なうプロセスとの、どちらのプロセスにより製造した場合にも優れたレベルの加工性を達成するためには、鋼中のＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、sol.Ａｌ量、および所定の添加元素量を特定範囲に制御することが必要であり、さらに、熱間圧延条件（仕上圧延終了温度、仕上圧延終了後のランナウト冷却開始時間、ランナウト冷却速度、巻取温度）を制御することが必要である。
【００１５】
以下、本発明における鋼の化学組成および組織ならびに製造条件について説明する。
（１）鋼組成
本発明における鋼組成は、重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、必要に応じて、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％含有し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものである。
【００１６】
Ｃ：０．０４〜０．２％
Ｃは、未変態オーステナイトの焼き入れ性を向上させ、複合組織中に適量のマルテンサイト、もしくはマルテンサイトとベイナイトを混在させる。しかし、Ｃ含有量が０．０４％未満では上記効果が得られず、０．２％を超えると加工性および溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量を０．０４〜０．２％とする。
【００１７】
Ｓｉ：０．２５〜２．０％
Ｓｉは、固溶強化によりフェライトを強化するとともに、熱間圧延後にＡｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域で緩冷却または放冷する際にフェライトの析出を促進して短時間でフェライトを析出させ、さらに、未変態オーステナイトへのＣの濃縮にも寄与する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２５％未満では上記効果が得られず、２．０％を超えると溶接性および表面性状が劣化する。このため、Ｓｉ含有量を０．２５〜２．０％とする。
【００１８】
Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは、未変態オーステナイトの焼き入れ性を高める元素であり、前述したＣと同様の効果を有する。しかし、Ｍｎ含有量が０．５％未満では上記効果を得ることができず、一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると上記効果が飽和するばかりでなく、バンド状組織を形成して鋼板の加工性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量を０．５〜２．５％とする。
【００１９】
Sol.Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として使用されると同時に不可避的不純物として含有されるＮを固定して加工性を高める効果を有する。しかし、Sol.Ａｌ含有量が０．１％を超えるとこの効果が飽和するとともに、清淨度を悪化させて加工性を劣化させるので、Sol.Ａｌ含有量を０．１％以下とする。
【００２０】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒは、強度調整または炭窒化物形成による固溶Ｃ，Ｎ低減を通した非時効化（深絞り性向上）のため、必要に応じてこれらの１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％添加してもよい。これらの元素の添加を活用し、かつ後述する製造方法を採ることにより、鋼板のさらなる高強度化や加工性向上を達成することができる。
【００２１】
Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種
ＣｒおよびＭｏは、未変態オーステナイトの焼き入れ性を高める元素であり、ＣやＭｎと同様な効果を有するが、高価な元素であるため必要以上に添加するとコスト増を招くとともに、溶接性を劣化させる。このようなコスト増や溶接性劣化は、Ｃｒでは１％を超えた場合に、Ｍｎでは０．５％を超えた場合に、それぞれ問題となるので、Ｃｒ含有量を１％以下とし、Ｍｎ含有量を０．５％以下とする。
【００２２】
なお、本発明においては、上記組成に加えて、例えば加工性の向上を目的にＣａを０．００５％以下添加することができる。その他、本発明の効果を妨げない範囲で、例えば熱間加工性を向上させる微量元素等を添加することができる。
【００２３】
（２）製造条件
本発明は、上記した成分を有する鋼を連続鋳造して得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧下率を３０％未満とし、かつＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋６０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ_３−３０℃）〜Ａｒ_１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で行ない、Ａｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３００℃以下で巻き取る。
【００２４】
仕上圧延の最終スタンドにおける圧下率を３０％未満とするのは、板形状を調整するためである。この最終スタンドにおける圧下率が３０％以上では板形状の調整が困難となり、板形状に優れた鋼板が得られない。一方、この最終スタンドにおける圧下率の下限については特に規定しないが、形状調整を確実に行なうためには１％以上の圧下率で圧下を行なうことが望ましい。
【００２５】
仕上圧延をＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋６０℃）温度範囲で終了し、次いで熱間圧延終了後１．０秒以内にランナウト冷却を開始し、（Ａｒ_３−３０℃）〜Ａｒ_１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で行なうのは、引き続いて行なうＡｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点での緩冷却または放冷中に変態生成するフェライトとオーステナイトの混合組織を微細化することを目的として、ランナウト冷却開始前のオーステナイト結晶粒径を細粒化すると同時にオーステナイト結晶粒内の変態帯の密度を高め、変態中のフェライトの核生成頻度を高めるためである。
【００２６】
仕上圧延の終了温度をＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋６０℃）とし、仕上圧延終了後１．０秒以内にランナウト冷却を開始することにより、変態前オーステナイトの結晶粒径を微細化すると同時に結晶粒内の変形帯密度を十分高いレベルに維持することができ、オーステナイト結晶粒界のみならず結晶粒内からも多数のフェライト核を生成させることができる。そしてランナウト冷却を開始してから２００℃／ｓｅｃを超える一次冷却速度で冷却することにより、フェライト変態開始温度が低減されるため、フェライト核生成後の結晶粒成長速度を低く抑えることができ、Ａｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域における緩冷却または放冷中に変態生成するフェライトとオーステナイトとの混合組織を微細化することができる。この際、一次冷却速度は高いほど有利であり、好ましくは３００℃／ｓｅｃ以上である。
【００２７】
上述した２００℃／ｓｅｃを超える一次冷却速度の冷却に続いて、Ａｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３００℃以下で巻き取るのは、緩冷却または放冷によりオーステナイトの一部をフェライトに変態させ、次いで行なわれる二次冷却により未変態のオーステナイトをマルテンサイトまたはマルテンサイトに一部ベイナイトが混合した組織とし、フェライトとマルテンサイトを主体とした複合組織の熱延鋼板とするためである。
【００２８】
Ａｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷を行うのは、フェライト変態を促進するためであり、フェライト変態を十分に進行させるには２秒以上の緩冷却または放冷が必要なためである。ただし、この緩冷却または放冷が２０秒を超えるとパーライトが析出しやすくなり、パーライトが析出すると加工性が劣化するため、２０秒以内とすることが望ましい。
【００２９】
次いで、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３００℃以下で巻き取るのは、未変態のオーステナイトを変態させて、マルテンサイトまたはマルテンサイトに一部ベイナイトが混合した組織とするためである。冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満では安定してマルテンサイトを得ることができず、また、巻取温度が３００℃を超えると得られたマルテンサイトが巻取後のコイルの冷却過程において焼き戻されて軟化すると同時にフェライト／マルテンサイト界面に導入された可動転位が回復することにより複合組織鋼の特徴である低降伏比が得られなくなる。
【００３０】
以上のような製造条件により、板形状を損なうことなく、フェライトとマルテンサイトを主体とした複合鋼板の組織を微細化して伸び−強度バランスを向上し、板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。
【００３１】
本発明者らは、上述した一次冷却速度および冷却開始時間が鋼板の伸び−強度バランスに与える影響を調査する実験を行なった。この実験では、０．０８C−０．５１Ｓｉ−１．２０Ｍｎ−０．０４sol.Ａｌ鋼を連続鋳造して得られた鋼スラブを粗圧延し、次いで最終スタンドの圧下率が２５％で終了温度がＡｒ_３＋２５℃の仕上圧延を行なった後、０．１〜１．６秒の冷却開始時間で１５０，３００，４５０℃／ｓｅｃのそれぞれの一次冷却速度でＡｒ_３−６０℃まで冷却し、次いで７秒間放冷した後に６０℃／ｓｅｃの二次冷却速度で冷却し、１５０℃で巻き取って鋼板を製造し、得られた鋼板を引張試験に供してＴＳ×Ｅｌの値を求めた。図１は、それぞれの冷却速度における、得られた鋼板のＴＳ×Ｅｌの値と冷却開始時間との関係を示すグラフである。図１より、一次冷却速度を２００℃／ｓｅｃ超、かつ冷却開始時間を１秒以内とすることにより、ＴＳ×Ｅｌの値が高く、伸び−強度バランスに優れた鋼板を得ることができることが確認された。
【００３２】
また、連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱して温度を調整することにより、熱間圧延の終了温度をＡｒ_３変態点直上の狭範囲に制御すれば、本発明の鋼板の組織微細化効果をより有効に発揮させることができる。このような粗バーの加熱は、連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間に設けられた誘導加熱装置により行なうことができる。
【００３３】
さらに、２．０mm以下の薄鋼板を製造する場合には、連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間に設けた誘導加熱装置で粗バーの幅方向エッジ部を加熱することによっても本発明の効果を得ることができる。
【００３４】
なお、本発明の効果は、原理的に、仕上圧延前の粗バーの加熱あるいは保熱の有無、その手法によらず得られるので、本発明の製造方法は、上記のように粗バーを誘導加熱するプロセスに限らず、コイルボックス等を用いて粗バーを保熱後溶接して行なう連続熱延プロセスに適用することもできる。
【００３５】
【実施例】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す鋼Ｎｏ．１〜５の成分を有する鋼を溶製後、連続鋳造して鋼スラブとし、得られた鋼スラブから表２に示す条件でサンプルＮｏ．１〜１０の熱延鋼板（板厚２．６mm）を製造し、得られた熱延鋼板にそれぞれ引張試験を行なって機械的特性を測定した。表２に、この測定結果と、鋼板の伸び−強度バランスの指標としてのＴＳ×Ｅｌの値とを併せて示す。
【００３６】
本発明の化学組成および製造条件を満足するサンプルＮｏ．１，３，５，７，９の熱延鋼板は、いずれの場合も伸び−強度バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が高く、かつ降伏比（ＹＲ）が低く、高強度で加工性に優れ、さらに板形状も優れている。これに対して、同一化学組成でありながら本発明の製造条件を満足しないサンプルＮｏ．２，４，６，８は、いずれの場合も伸び−強度バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、降伏比（ＹＲ）が劣っている。また、サンプルＮｏ．１０は、加工性は優れるものの、仕上圧延の最終圧下率が高いため優れた板形状を得ることができなかった。
【００３７】
【表１】

【００３８】
【表２】

【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、連続鋳造から熱間圧延までを直接行なう直送圧延プロセスおよび再加熱を伴なうプロセスのどちらのプロセスにおいても優れた板形状および加工性を有する高強度熱延鋼板、典型的には４９０〜９８０ＭＰａ級の薄鋼板を製造することができ、その産業的価値は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】０．０８C−０．５１Ｓｉ−１．２０Ｍｎ−０．０４sol.Ａｌ鋼から熱延鋼板を製造する際に、冷却開始時間および一次冷却速度が鋼板のＴＳ×Ｅｌの値に及ぼす影響を示すグラフ。

Claims

重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造後、得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧下率を３０％未満とし、かつＡｒ_３変態点〜（Ａｒ_３＋６０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ_３−３０℃）〜Ａｒ_１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で行ない、Ａｒ_３変態点〜Ａｒ_１変態点の温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３００℃以下で巻き取ることを特徴とする板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱することを特徴とする請求項１に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
さらに、重量％で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
さらに、重量％で、Ｃｒ：１％以下、およびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。