JP5051247B2 - 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
そのため、成形性と形状凍結性に優れた鋼板に対する要求はますます大きくなってきている。
また、成形性と形状凍結性を両立させた鋼板として、例えば特許文献2に開示されているように、{100}<011>〜{223}<100>方位群のX線ランダム強度比の平均値(A)を4.0以上とし、かつ、{554}<225>、{111}<112>および{111}<110>の3つの結晶方位のX線ランダム強度比の平均値(B)を3.0以上とし、さらに1.0≦(A)/(B)≦4.0とし、加えて、圧延方向およびそれと直角方向のr値のうち、少なくとも1つを0.7以下とし、さらにr値の平均値は0.8以上とすることにより加工性と形状凍結性を両立させる技術が開示されている。
(1)極低炭素鋼におけるフェライト粒径と集合組織を制御するためには、熱間圧延、冷間圧延後の各工程において、昇温途中の未再結晶の段階で、歪みの蓄積が大きく再結晶しやすい{111}周りにAlNを優先的に析出させる必要がある。
(2)また、冷間圧延後の焼鈍過程において、均熱時にAlNを核として析出するNbCにより{111}周りのフェライトの再結晶を抑制する必要がある。
(3)さらに、{211}周りの再結晶を促進させながらフェライトの粒径を制御することが有効である。
上記した条件を満足することで、低降伏強度(以下、YPという)化、高均一伸び化、および、低r値化を両立することができることが分かった。
1.質量%で、C:0.0010〜0.0030%、Si:0.05%以下、Mn:0.1〜0.5%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.02〜0.10%、N:0.0010〜0.0050%およびNb:0.010〜0.035%を含有し、かつAl含有量およびN含有量が以下の(1)式の関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる冷延鋼板であって、該冷延鋼板が平均粒径:8〜20μmのフェライト粒を主体とする組織を有し、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率が該組織の50%以上であることを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板。
[%Al]/[%N]≧10 ・・・(1)
ただし、[%M]は、M元素の含有量を表す(質量%)。
v1(℃/s):([%Al]/[%N])/10〜([%Al]/[%N])・・・(2)
ただし、[%M]は、M元素の含有量を表す(質量%)。
なお、以下において、鋼中の成分を表す%表示は、特に断らない限り質量%を表すものとする。
Cは、熱間圧延後に固溶体として存在させることで、冷間圧延時に、粒内への剪断歪の導入を促進させることができ、r値の上昇を抑制することができる。また、冷間圧延後の焼鈍過程における均熱保持時に、Nbと微細な炭化物を形成することで、フェライトの粒成長を制御し、粒径および集合組織を最適化することができる。このような効果を得るためには、Cは0.0010%以上とする必要がある。一方、0.0030%を超えてCが添加された場合、Cが炭化物として存在する場合にはYPの上昇および均一伸びの低下を招く、また、固溶Cとして存在する場合には時効硬化によるYPのさらなる上昇を招くため、Cは0.0030%以下とする必要がある。好ましくは0.0020%以下である。
Siは、0.05%を超えて多量に添加されると、鋼板が硬質化して加工性が劣化したり、焼鈍時のSi酸化物の生成によりめっき性が低下してしまう。また、熱間圧延を施す際に、組織がオーステナイトからフェライトに変態する温度が上昇するため、オーステナイト域で圧延を終了させるのが難しくなる。従って、Siは0.05%以下とする必要がある。
Mnは、有害な鋼中SをMnSとして無害化するため、0.1%以上添加する必要がある。一方、0.5%を超える多量の添加は、鋼板の硬質化による加工性の劣化や、焼鈍時のフェライト粒の再結晶を抑制することから、Mnは0.5%以下とする必要がある。好ましくは0.3%以下である。
Pは、鋼板の結晶粒の粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させることから、0.05%以下とする必要がある。好ましくは0.03%以下である。
Sは、熱間加工での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは鋼板の強度の向上にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性を低下させる。従って、S量は極力低減することが望ましいが、0.02%以下であれば許容できる。
Alは、冷間圧延後の焼鈍過程において、昇温時に窒化物を形成することで、NbCの析出サイトとして働くため、フェライトの粒成長を制御して、鋼板の粒径および集合組織を最適化することができる。また、窒化物を形成することで固溶Nによる時効硬化を抑制することができる。これらの効果を得るためにはAlは0.02%以上とする必要がある。
一方、0.10%を超える多量のAlは、窒化物の析出を促進し、{111}周りでのフェライト粒の優先的な析出が抑制されてしまう。さらに、熱間圧延時において、鋼がオーステナイトからフェライトに変態する温度が上昇するため、オーステナイト域で圧延を終了させるのが困難となる。従って、Alは0.10%以下とする必要がある。
Nは、冷間圧延後の焼鈍過程において、昇温時にAlと窒化物を形成することで、NbCの析出サイトとして働き、フェライトの粒成長を制御し、粒径および集合組織を最適化することができる。そのため、Nは0.0010%以上とする必要がある。一方、0.0050%を超えて多量に添加すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生するおそれが生じる。また、焼鈍後に固溶Nとして存在する場合には、時効硬化を引き起こしてしまう。従って、Nは0.0050%以下とする必要がある。
Nbは、冷間圧延後の焼鈍過程における均熱時に、炭化物を形成することで、フェライトの粒成長を制御し、粒径および集合組織を最適化することができる。さらに、熱間圧延においては、固溶Nbとして存在し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、仕上圧延後の冷却において、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、低r値化に有利な集合組織を発達させることができる。このような効果を得るため、Nbは0.010%以上添加する必要がある。
一方、0.035%を超える多量のNb添加は、Nbの炭窒化物や固溶Nbの増大を招き、鋼板の硬質化による延性の低下を招くとともに、焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制することから、焼鈍温度が高くなり、集合組織を制御することができなくなってしまう。従って、Nbは0.035%以下とする必要がある。特に好ましいNb量は、0.012〜0.030%の範囲である。
Bは、熱間圧延において固溶Bとして存在し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、仕上圧延後の冷却時において、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、低r値化に有利な集合組織を発達させる。このような効果を得るためには、Bは0.0003%以上添加する必要がある。
一方、Bが0.0015%を超えて多量に存在する場合には、冷間圧延後の焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制することから、焼鈍温度を高くする必要が生じ、鋼板の集合組織を制御することができなくなる。従って、Bは0.0015%以下とする必要がある。
また、Nの含有量[%N]に対してAlの含有量[%Al]が少ないと、冷間圧延後の焼鈍過程における昇温時に、AlNの析出が抑制されてしまう。そこで、本発明では、Nの含有量[%N]に対してAlの含有量[%Al]は10倍以上とする必要がある。
ただし、上記の[%M]は、M元素の含有量(質量%)を表し、以下も、[%M]は、M元素の含有量(質量%)を表す。
フェライトの平均粒径:8〜20μm
本発明に従う鋼の組織は、平均粒径:8μm以上のフェライト相を主体とすることで、低YPと高均一伸びとを両立することができる。
一方、フェライトの粒径が20μmを超えて大きくなると、プレス加工時に肌荒れなどの表面模様が顕在化するだけでなく、集合組織の制御も困難となり、r値が高くなってしまう。従って、フェライトの平均粒径は20μm以下とする必要がある。
なお、本発明において、フェライト相以外の組織は、セメンタイト相やベイナイト相などであるが、本発明にいう、フェライト相を主体とは、フェライトが鋼板組織の面積率で90%以上の範囲を占めていることである。好ましくは95%以上であり、より好ましくは100%である。
{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率を大きくすることで、r値を、圧延方向、圧延直角方向など板面全ての方向に対して小さくすることができるが、特に、鋼板の組織全体に対して、上記の面積率を50%以上とすると、r値を板面の全ての方向に対して2.0以下とすることができる。従って、本発明では、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率は50%以上とする。好ましくは、60%以上である。
なお、本発明にいう、{211}から15°以内のフェライト粒とは、鋼板面に対し、EBSD(Electron Backscatter Diffraction)装置を用いて求めた{211}から15°以内であるフェライト粒のことを意味する。
溶製方法は通常の転炉法、電炉法等、従来公知の溶製方法のいずれもが適用可能である。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは、冷却して加熱し、熱間圧延を施して熱延板に仕上げた後、巻取る。ついで、酸洗後、冷間圧延および焼鈍を施す。
熱間圧延時の仕上圧延の途中で、鋼板組織がオーステナイト相からフェライト相に変わると、圧延荷重が急激に低下して圧延機の荷重制御が困難になる。この場合には、通板中に鋼板の破断などの危険が生じる。
また、上記の仕上圧延の最初からフェライト相で通板すれば、このような危険は回避できるものの、圧延温度が低下し、熱延板の組織が未再結晶フェライトとなり、冷間圧延時の荷重が増大してしまうという問題が生じる。従って、上記の仕上圧延はオーステナイト相で終了させることが肝要であり、870℃以上で終了させることが必要である。
一方、上記の仕上圧延の終了温度が950℃を超えると、オーステナイト領域での再結晶が促進し、仕上圧延後の冷却において、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態が抑制されるため、鋼板のr値が上昇してしまう。従って、上記の仕上圧延は950℃以下で終了する必要がある。好ましい温度範囲は、880〜920℃である。
なお、熱間圧延後、鋼板の巻取りまでの冷却速度は、特に限定しないが、空冷以上の冷却速度が望ましい。ただし、必要に応じて、100℃/s以上の急冷を行ってもよい。
熱間圧延後の巻取り温度が低いと、アシキュラーフェライトの生成により、鋼板が硬質化し、その後の冷間圧延時における荷重が高くなってしまい、実操業が困難となる。従って、巻取り温度は450℃以上とする必要がある。
一方、巻取り温度が630℃を超えると、熱延コイル冷却時に、AlNやNbCが析出してしまい、冷間圧延後の焼鈍過程における炭窒化物の析出制御によるフェライトの粒径や集合組織の制御ができなくなってしまう。さらに、熱間圧延段階で炭化物の析出が促進され、固溶Cが無くなると、冷間圧延時において、固溶Cによる鋼板結晶粒内への剪断歪導入効果を得ることができなくなり、r値が上昇してしまう。従って、巻取り温度は630℃以下とする必要がある。
冷間圧延時の圧下率が大きいと、鋼板の集合組織が発達しやすくr値が上昇してしまう。従って、圧下率は80%以下とする必要がある。一方、下限は特に限定しないが、圧下率が小さい場合は、所定の製品厚に対して、熱延板の板厚を近づける必要がでてくるため、熱間圧延や酸洗での生産性が低下してしまう。そのため、圧下率は50%以上とすることが好ましい。
冷間圧延後の昇温過程において、600℃から均熱温度までの加熱速度v1が小さいと、AlNの析出が促進され、{111}周りだけでなく、{211}周りにもAlNは析出するため、均熱温度域でのフェライト再結晶を制御できなくなってしまう。このようなAlNの析出は、Nの質量に対するAlの質量の比、すなわち[%Al]/[%N]の値が大きいほど顕著になるため、v1は[%Al]/[%N]の値を用いて、([%Al]/[%N])/10℃/s以上とする必要がある。
一方、加熱速度が大きい場合には、昇温途中でのAlNの析出が起こることなく均熱温度域での再結晶が進行するため、フェライトの粒径や集合組織を制御できなくなってしまう。このようなAlNの析出抑制は[%Al]/[%N]の値が小さいほど顕著になるため、v1は([%Al]/ [%N])℃/s以下とする必要がある。
なお、上記した範囲を(v1)/([%Al]/[%N])の値で表すと、0.1〜1.0となり、特に好ましくは、(v1)/([%Al]/[%N]):0.2〜0.8である。また、v1は600℃から均熱温度までの平均加熱温度である。
前記加熱後の均熱温度では、NbCを析出させながら再結晶を完了させ、フェライトの粒径と集合組織を制御する必要がある。そのため、均熱温度は730℃以上とする必要がある。
一方、均熱温度が850℃を超えて高くなると、NbやCの固溶量が増加することでNbCの析出が抑制され、フェライトの粒成長が進行することで、集合組織が制御できなくなると共に、Cが析出せずに固溶したままで存在していると、時効硬化の原因となってしまう。このことから、均熱温度は850℃以下とする必要がある。好ましくは830℃以下である。
前記加熱後の均熱時間が短いと、再結晶が完了しないため、鋼板のYPが高くなると共に、均一伸びが低下し加工性が著しく劣化することから、均熱時間は30s以上とする必要がある。一方、均熱時間が200sを超えて長くなると、フェライト粒の成長が進行し、集合組織を制御することができなくなってしまう。従って、加熱時の均熱時間は200s以下とする必要がある。好ましくは、150s以下である。
鋼板冷却時、特に600℃までの冷却速度v2が小さいと、フェライト粒の成長が促進され、集合組織を制御することができなくなる。従って、均熱温度から600℃までの冷却速度v2は3℃/s以上とする必要がある。一方、上限はとくに定めないが、あまりに速い冷却速度v2は、特別な冷却設備を要する等、コスト的に不利となることから、30℃/s以下程度が望ましい。なお、v2は均熱温度から600℃までの平均冷却温度である。
さらに、必要に応じて、圧下率:0.5〜2%程度の調質圧延を行ってもよい。また、焼鈍途中でめっきを施さなかった場合には、耐腐食性を向上させるために電気亜鉛めっきなどを行ってもよい。さらに、冷延鋼板やめっき鋼板の上に、化成処理などによって皮膜を付けることもできる。
表1に示す化学組成を有するスラブを溶製した後、1200℃で1時間のスラブ加熱後、同表に示す仕上げ温度(FT)と巻取り温度(CT)で熱間圧延等を行った。酸洗後、さらに、同表に示した条件で冷間圧延、加熱、均熱および冷却処理を行った。なお、冷間圧延後の板厚は0.6〜0.8mmとした。
なお、熱処理後のサンプルは、圧下率1%で調質圧延した後、圧延方向(L方向)、圧延45°方向(D方向)、圧延直角方向(C方向)それぞれからJIS5号引張試験片を採取し、L方向の引張り、およびL,D,C方向のr値測定を行った。また、L方向の断面(圧延方向の板厚断面)を光学顕微鏡にて組織観察すると共に、EBSDで結晶方位の測定を行った。
フェライトの平均粒径は切断法により求めた。すなわち、各供試鋼の圧延方向と板厚方向の平均切片長さをそれぞれ求め、圧延方向の平均切片長さをX、板厚方向の平均切片長さをYとして、2/(1/X+1/Y)の値を求めることで各供試体のフェライトの平均粒径とした。
また、集合組織はEBSDを用いて測定した。まず、供試鋼の全板厚方向の方位を測定し、鋼板面から15°以内の{211}を有するフェライト粒の面積率を求めた。
ポンチ径:30mm、ポンチ肩の半径:5mm、ダイ径:45mm、ダイ肩の半径:1mmとした。サンプルは100mmφ に機械加工したものを用いて、しわ押さえ力を200kNとして、8mm高さの張出しを行った。プレス後の断面を図6に示す。
形状凍結性の評価は、張出し後のねじれを目視で行い、ねじれのないものを○、ややねじれているものを△、大きくねじれているものを×とした。
結果を表1に併記するが、本発明鋼では、形状不良なくプレス形成できていることが分かる。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.0010〜0.0030%、Si:0.05%以下、Mn:0.1〜0.5%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.02〜0.10%、N:0.0010〜0.0050%およびNb:0.010〜0.035%を含有し、かつAl含有量およびN含有量が以下の(1)式の関係を満たし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる冷延鋼板であって、該冷延鋼板が平均粒径:8〜20μmのフェライト粒を主体とする組織を有し、{211}から15°以内のフェライト粒の板面における面積率が該組織の50%以上であることを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板。
[%Al]/[%N]≧10 ・・・(1)
ただし、[%M]は、M元素の含有量を表す(質量%)。 - 前記冷延鋼板が、さらに質量%で、B:0.0003〜0.0015%を含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板。
- 請求項1または2に記載された成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法であって、請求項1または2に記載の組成からなる鋼のスラブを、仕上げ温度:870〜950℃で熱間圧延を終了し、450〜630℃の範囲で巻取り、ついで酸洗後、圧下率:80%以下で冷間圧延を施したのち、焼鈍を行うに際し、600℃から730〜850℃の均熱温度までを、以下の(2)式の関係を満たす速度v1で加熱し、該均熱温度域に30〜200s保持した後、3℃/s以上の速度v2で600℃まで冷却することを特徴とする成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法。
v1(℃/s):([%Al]/[%N])/10〜([%Al]/[%N])・・・(2)
ただし、[%M]は、M元素の含有量を表す(質量%)。
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