JP5163431B2 - 強度変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、連続焼鈍ラインで高強度冷延鋼板を製造する方法、特に、強度変動の小さい980MPa以上の引張強度を有する高強度冷延鋼板の製造方法に関する。

水焼入れのような急冷を行って製造されるファライト相と硬質な第二相からなる高強度冷延鋼板では、特殊な合金元素を添加することなく引張強度が980MPa以上の高強度化が可能であるが、高強度になるほど所望の機械特性を得るためのフェライト相の量を適切にコントロールすることが難しく、鋼板内や鋼板間の強度変動が大きくなる問題がある。そのため、厳しい形状にプレス加工される自動車部品用の高強度冷延鋼板においては、加工後の寸法精度の変動を低減させるために、鋼板内だけではなく鋼板間においても機械特性の変動が小さいことが要望されている。

そこで、例えば、特許文献1には、C、Si、Mn含有量の変動量が△C：0〜0.02質量%、△Mn：0〜0.2質量%、△Si：0〜0.2質量%を満足する鋼を熱間圧延、冷間圧延後、連続焼鈍設備で760〜860℃の焼鈍温度で10〜1000s加熱し、水冷却開始温度の変動量が0〜10℃となるように調整してから水焼入れし、100〜500℃の温度で100〜1400s焼戻し処理を行うことにより、鋼板間の降伏強度YPの変動幅が180MPa以内の加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。

また、特許文献2には、SiとAlを多量に添加し、かつ両者の量を適切に制御するにより、水焼入れのような急冷を行っても機械特性の変動が小さい伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を製造できることが開示されている。
特開2007-92154号公報 特開2007-138262号公報

しかしながら、特許文献1に記載された高強度冷延鋼板の製造方法では、フェライト相の量の制御が困難であるため、水冷却開始温度の変動量を小さくしても強度変動が大きくなるという問題がある。また、特許文献2に記載された高強度冷延鋼板では、機械特性の変動を小さくするために、0.5〜1.5質量%のAlや0.5〜1.5質量%のSiを必須とし、鋼の製造費用が上昇したり、Siによる表面性状の劣化という問題がある。

本発明は、AlやSiなどの合金元素を多量に添加することなく、焼鈍時の冷却過程で水焼入れのような急冷を行っても強度変動を小さくできる980MPa以上の引張強度を有する高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らが、焼鈍時に水焼入れのような急冷を行っても強度変動を小さくできる980MPa以上の引張強度を有する高強度冷延鋼板について鋭意検討したところ、次のことを見出した。
i) 強度変動は、焼鈍時におけるオーステナイト相からフェライト相への変態挙動と関係があり、オーステナイト単相域で焼鈍した場合には、焼鈍温度から水冷開始温度までの冷却中に生成するフェライト相の生成量が変動しやすくなり、結果として強度変動が大きくなる。
ii) 一方、フェライト相とオーステナイト相が共存する二相域で焼鈍すると、焼鈍温度から水冷開始温度までの冷却中におけるフェライト相の生成量の変動が抑制されて、強度変動の低減が可能となる。
iii) また、焼鈍温度から水冷開始温度までの冷却中における平均冷却速度を20℃/s以下にすると、フェライト相の生成量の変動を著しく抑制でき、強度変動を大きく低減できる。

本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量%で、C:0.14〜0.16%、Si:0.35〜0.50%、Mn:1.45〜1.70%、P:0.02%以下、S:0.002%以下、Nb:0.01〜0.02%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、熱間圧延、冷間圧延後、連続焼鈍ラインで、760〜820℃の焼鈍温度で10〜1000s保持後、20℃/s以下の平均冷却速度で650〜700℃まで冷却し、次いで500℃/s以上の平均冷却速度で50℃以下の温度に冷却した後、150〜300℃で焼戻し処理を行う条件で焼鈍することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。

本発明により、強度変動の小さい980MPa以上の引張強度を有する高強度冷延鋼板を製造することができるようになった。また、本発明により製造された高強度冷延鋼板は強度変動が小さいため、その製造における歩留りを大幅に向上させることができた。本発明により製造された高強度冷延鋼板は、プレス加工やロール加工により厳しい形状に加工される自動車部品のみならず、家電や建築などの分野で用いられる部品にも好適である。また、本発明により製造された高強度冷延鋼板は、AlやSiなどの合金元素量が少ないため、溶接性にも優れている。

以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。

1)成分組成
C:0.14〜0.16%
Cは、焼入れ組織のマルテンサイト相を強化するために重要な元素である。C量が0.14%未満では強度上昇の効果が不十分となり、980MPa以上の引張強度が得られない。一方、C量が0.16%を超えるとスポット溶接性が劣化する。また、マルテンサイト相の強度が過度に上昇し、プレス加工時の形状凍結性が劣化する。よって、C量は0.14〜0.16%とする。

Si:0.35〜0.50%
Siは、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るには、Si量を0.35%以上にする必要がある。しかし、Si量が0.5%を超えると鋼板表面にSi酸化物が多量に形成され、化成処理性や表面外観が劣化する。また、熱間圧延時の粒界酸化により表面性状が劣化する。よって、Si量は0.35〜0.50%とする。

Mn:1.45〜1.70%
Mnは、焼入れ性を向上させ、マルテンサイト相の形成を介して強度上昇に寄与する元素である。このような効果を得るには、Mn量を1.45%以上にする必要がある。しかし、Mn量が1.7%を超えると鋼板表面にMn酸化物が多量に形成され、表面外観が劣化する。よって、Mn量は1.45〜1.70%とする。

P:0.02%以下
Pは、固溶して鋼の強度を上昇させる作用を有するが、その量が0.02%を超えるとオーステナイト粒界に偏析して低温靭性を劣化させるとともに、鋼板の加工性やスポット溶接性を低下させる。よって、Pは0.02%以下とするが、少ないほど好ましい。

S:0.002%以下
Sは、オーステナイト粒界に偏析したり、MnSとして析出し、低温靭性を劣化させるとともに、鋼板の加工性を低下させるため、その量は0.002%以下とするが、少ないほど好ましい。

Nb:0.01〜0.02%
Nbは、窒化物、炭化物または炭窒化複合化合物を生成することで結晶組織の微細化や均一化に寄与し、加工性を向上させる元素である。また、機械特性や製造性を劣化させない範囲で強度の調整などにも効果的な元素である。このような効果を得るには、Nb量を0.01%以上にする必要がある。しかし、Nb量が0.02%を超えると析出物の増加により延性が劣化し、加工性が低下する。よって、Nb量は0.01〜0.02%とする。

残部はFeおよび不可避的不純物である。

2)製造条件
上記の成分組成を有する鋼は、熱間圧延、冷間圧延後、連続焼鈍ラインで、760〜820℃の焼鈍温度で10〜1000s保持後、20℃/s以下の平均冷却速度で650〜700℃まで冷却し、次いで500℃/s以上の平均冷却速度で冷却した後、150〜300℃で焼戻し処理を行う条件で焼鈍され、高強度冷延鋼板とされる。

上記の成分組成を有する鋼の溶製方法については、転炉法あるいは電炉法のいずれでもよく、特に限定されない。溶製後の鋼は、造塊法や連続鋳造法でスラブとされるが、マクロ偏析などの不均一な組織を軽減するには連続鋳造法が好ましい。その後、スラブは熱間圧延されるが、その条件は特に限定されず、常法にしたがって行えばよい。例えば、仕上圧延終了温度は860〜890℃、巻取温度は570〜620℃である。熱間圧延後は、酸洗してスケールを除去後、冷間圧延されるが、それらも常法にしたがって行えばよい。次いで、連続焼鈍ラインで、以下の条件にて焼鈍が行われる。

焼鈍温度:760〜820℃
焼鈍温度が760℃未満では、十分な量のオーステナイト相が生成されないため、急冷後に980MPa以上の引張強度を達成するために必要なマルテンサイト相を得ることができない。一方、焼鈍温度が820℃を超えるとオーステナイト単相域で焼鈍されることになり、水冷開始時のフェライト相の量を制御することが困難となり、たとえ水冷却開始温度の変動を小さくしても機械特性の変動が大きくなってしまう。このため、焼鈍温度は760〜820℃とする。なお、この温度域では、オーステナイト相とフェライト相が共存しており、オーステナイト相へのCやMnの濃化が促進されるため、オーステナイト相からフェライト相への変態が抑制され、焼鈍温度から水冷開始温度までの冷却中におけるフェライト相の生成量の変動が抑制されて、強度変動が小さくなると考えられる。

焼鈍温度での保持時間:10〜1000s
保持時間が10s未満では未溶解炭化物が残存する可能性が高くなり、オーステナイト相の生成量が少なくなり、急冷後に高強度を達成するために必要なマルテンサイト相を得ることができない。一方、保持時間が1000sを超えると結晶粒が粗大化し、加工性が低下したり、加工時にオレンジピールの発生を招く場合がある。よって、保持時間は10〜1000sとする。

一次平均冷却速度(焼鈍温度から650〜700℃まで):20℃/s以下
焼鈍温度から次に述べる水冷却開始温度までの平均冷却速度が20℃/sを超えるとフェライト相の生成量の制御が困難となり、機械特性の変動が大きくなる。このため平均冷却速度は20℃/s以下とする。

一次冷却の停止温度(二次冷却の開始温度):650〜700℃
二次冷却の開始温度が650℃未満では急冷後のマルテンサイト相の量が少なく、980MPa以上の引張強度を確保することができない。また、二次冷却の開始温度が700℃を超えるとマルテンサイト量が多くなり、加工性が低下する。よって、二次冷却の開始温度は650〜700℃とする。

二次冷却の開始温度からの平均冷却速度:500℃/s以上
二次冷却の開始温度からの平均冷却速度が500℃/s未満ではフェライト相の生成が多くなるため、マルテンサイト相の量が少なく、980MPa以上の引張強度を確保することができない。よって、平均冷却速度は500℃/s以上とする。冷却の方法としては、ミスト冷却なども可能であるが、幅方向での温度ムラが少なく、冷却速度を確実に確保できる水中へ焼入れる方法が好ましい。また、冷却は50℃以下の温度になるように行えば、フェライト相+マルテンサイト相の二相組織が得られ、980MPa以上の引張強度を確保できる。

焼戻し処理温度:150〜300℃
焼戻し処理温度が150℃未満ではマルテンサイト相の焼戻しが不十分となり、所望の強度を有する焼戻しマルテンサイト相を得ることができず、加工性が劣化する。一方、焼戻し処理温度が300℃を超えるとマルテンサイト相の軟化による強度の急激な低下が起こり、980MPa以上の引張強度を確保できない。よって、焼戻し処理温度は150〜300℃とする。

表１に示す成分組成の鋼を転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。このスラブを、1200℃に加熱後、870℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、冷間圧延し、板厚1.6mmの冷延板とした。この冷延板を、水焼入れ装置が配置された連続焼鈍ラインで、表2に示すように、フェライト相とオーステナイト相の共存する焼鈍温度800〜810℃とオーステナイト単相となる焼鈍温度830〜850℃に加熱し、400s保持後、平均冷却速度10℃/sで水冷開始温度670〜700℃まで冷却し、水冷開始温度から水焼入れし(平均冷却速度:640℃/s)、220℃で焼戻し処理を行って鋼板No.１〜10を作製した。このとき、ライン速度は62〜74mpmであった。また、表2の鋼板No.１〜5は焼鈍温度800℃で焼鈍された本発明例であり、鋼板No.6〜10は焼鈍温度830℃で焼鈍された比較例である。そして、各鋼板から圧延方向と直角方向にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行って、引張強度TS、降伏強度YP、全伸びElを測定した。また、5つの本発明例と5つの比較例における各特性の変動量(各特性の正規分布でのばらつき、σTS、σYP、σEl)で機械特性の変動を評価した。

結果を表2に示す。本発明例の方が比較例に比べ、σTS、σYP、σElの変動が小さいことがわかる。また、比較例は、YPが高く、Elが低くなっており、本発明例に比べ加工性が劣る傾向が認められる。

また、図1に水冷開始温度と引張強度TSの関係を示すが、本発明例(ΔTS:3.7MPa/℃)では、比較例(ΔTS:14.7MPa/℃)に比べ、水冷開始温度が変動しても、TSの変動が極めて小さいことがわかる。

水冷開始温度と引張強度TSの関係を示す図である。

Claims (1)

1. 質量%で、C:0.14〜0.16%、Si:0.35〜0.50%、Mn:1.45〜1.70%、P:0.02%以下、S:0.002%以下、Nb:0.01〜0.02%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、熱間圧延、冷間圧延後、連続焼鈍ラインで、760〜820℃の焼鈍温度で10〜1000s保持後、20℃/s以下の平均冷却速度で650〜700℃まで冷却し、次いで500℃/s以上の平均冷却速度で50℃以下の温度に冷却した後、150〜300℃で焼戻し処理を行う条件で焼鈍することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

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