JP5928226B2 - エッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の構造部材に好適な高強度鋼板、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、エッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている（例えば、特許文献１参照）。特に、最近では、９８０ＭＰａ級、１１８０ＭＰａ級のＴＳを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
鋼板の高強度化を図ると、冷間圧延時にエッジ亀裂やゲージ変動が生じやすくなる。特許文献１に記載の高強度鋼板においては、冷間圧延時にエッジ亀裂やゲージ変動については考慮されていない。
本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、優れたエッジ品質（エッジ亀裂なし）とゲージ均一性を有する高強度鋼板を安定して製造することができる、エッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意検討を行った。
鋼板の熱間圧延においては、鋼板のエッジ（幅端部）の冷却速度が幅センター（幅中央部）の冷却速度に比べて速くなり、熱間圧延後の鋼板（熱延鋼板）のエッジの硬度（強度）が幅センターの硬度（強度）に比べて大きくなり、特に高強度鋼板の場合、その硬度差（強度差）自体がかなり大きくなることから、その後の冷間圧延において、エッジが幅センターに比べて延伸し難くなり、エッジ亀裂が生じやすくなることがわかった。また、鋼板の長手方向にも同様の現象が生じて、高強度鋼板の場合、熱間圧延後の鋼板（熱延鋼板）の先後端部と長手方向中央部の硬度差（強度差）自体がかなり大きくなることから、その後の冷間圧延において、先後端部が長手方向中央部に比べて延伸し難くなり、長手方向でのゲージ変動（板厚変動）が生じやすくなることがわかった。
そこで、上記のような高強度鋼板に生じるエッジ亀裂やゲージ変動（板厚変動）を抑制するためには、熱間圧延後の鋼板（冷間圧延前の鋼板）において、幅方向および長手方向の硬度差（強度差）を小さくすることが必要であり、特に幅方向については、幅センター強度ＴＳｃと幅エッジ強度ＴＳｅとの強度差（硬度差）ΔＴＳを以下のようにすればよいことを見出した。
ΔＴＳ＜２００ＭＰａ （好ましくは＜１５０ＭＰａ）
そして、そのために、熱間圧延後の鋼板のミクロ組織をベイナイト主体の組織として、幅方向および長手方向の硬度差（強度差）を緩和することを着想した。具体的には、ベイナイト面積率が９０％以上、フェライト面積率が５％以下、パーライト面積率が５％以下にすることにより、前記強度差を小さくすることができることがわかった。
また、エッジ品質を良好にするには、冷間圧延条件として各圧延スタンド間張力、最終圧延スタンドを除く各圧延スタンド間の圧延線荷重差を適正化する必要があることがわかった。
このようにして、本発明者らは、鋼の成分組成と熱間圧延・冷間圧延の条件を適正化することによって、エッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板を安定して製造することができることを見出して、本発明をなした。
すなわち、本発明は以下のような特徴を有している。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％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スラブを仕上圧延終了温度がＡｒ３点以上で熱間圧延し、熱間圧延後２ｓ以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却を行い、４００〜５５０℃の温度で巻取り、圧下率４０％以上の冷間圧延を行うこととし、冷間圧延では各圧延スタンド間張力を２１．０ｋｇｆ／ｃｍ２以上かつ最終圧延スタンドを除く各圧延スタンド間の圧延線荷重差を０．２５ｔｏｎｆ／ｍｍ以下にすることを特徴とするエッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［２］鋼スラブは、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有することを特徴とする前記［１］に記載のエッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［３］鋼スラブは、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載のエッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明においては、優れたエッジ品質とゲージ均一性を有する高強度鋼板を安定して製造することができる。
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：０．０５〜０．２％
Ｃは、鋼を強化するに当り重要な元素であり、高い固溶強化能を有すると共に、硬度を調整する為に不可欠な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．２％を超えると、溶接性が劣化すると共に、偏析層の形成により成形性の低下を招く。従って、Ｃ量は０．０５〜０．２％とする。
Ｃ：０．０５〜０．２％
Ｃは、鋼を強化するに当り重要な元素であり、高い固溶強化能を有すると共に、硬度を調整する為に不可欠な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．２％を超えると、溶接性が劣化すると共に、偏析層の形成により成形性の低下を招く。従って、Ｃ量は０．０５〜０．２％とする。
Ｓｉ：０．５〜２．５％
Ｓｉは、固溶強化して十分な強度を得るには、０．５％以上にする必要がある。また、熱延鋼板の組織をベイナイト主体の組織とするため、Ｓｉ量を０．５％以上にする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．５％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｓｉ量は０．５〜２．５％とする。
Ｓｉは、固溶強化して十分な強度を得るには、０．５％以上にする必要がある。また、熱延鋼板の組織をベイナイト主体の組織とするため、Ｓｉ量を０．５％以上にする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．５％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｓｉ量は０．５〜２．５％とする。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、鋼の熱間脆化の防止ならびに固溶強化、組織強化による強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させ、冷間圧延前の鋼板組織をベイナイト単相化することに有効である。ただし、これらの効果を得るためには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると、鋼板組織をベイナイト単相化することができず、ゲージ変動が発生する。従って、Ｍｎ量は１．５〜３．０％とする。
Ｍｎは、鋼の熱間脆化の防止ならびに固溶強化、組織強化による強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させ、冷間圧延前の鋼板組織をベイナイト単相化することに有効である。ただし、これらの効果を得るためには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．０％を超えると、鋼板組織をベイナイト単相化することができず、ゲージ変動が発生する。従って、Ｍｎ量は１．５〜３．０％とする。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るためにはＰ量は０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．０５％を超えると、溶接性の劣化を招く。従って、Ｐ量は０．００１〜０．０５％とする。
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るためにはＰ量は０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．０５％を超えると、溶接性の劣化を招く。従って、Ｐ量は０．００１〜０．０５％とする。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させると共に、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は０．０１％以下、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００１％以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする必要がある。従って、Ｓ量は０．０００１〜０．０１％、好ましくは０．０００１〜０．００３％、より好ましくは０．０００１〜０．００１％とする。
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させると共に、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は０．０１％以下、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００１％以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする必要がある。従って、Ｓ量は０．０００１〜０．０１％、好ましくは０．０００１〜０．００３％、より好ましくは０．０００１〜０．００１％とする。
Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で０．００１％以上添加することが必要である。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると、表面性状の劣化を招く。従って、Ａｌ量は０．００１〜０．１％とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で０．００１％以上添加することが必要である。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると、表面性状の劣化を招く。従って、Ａｌ量は０．００１〜０．１％とする。
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする必要がある。従って、Ｎ量は０．０００５〜０．０１％とする。
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする必要がある。従って、Ｎ量は０．０００５〜０．０１％とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％や、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％から選ばれる少なくとも１種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜１．５％
Ｃｒは、組織強化により、鋼板の高強度化に寄与するため、適宜添加することができる。こうした効果を得るには、Ｃｒ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量が１．５％を超えると、第２相の割合が大きくなりすぎたり、Ｃｒ炭化物が過剰に生成するなどして、延性の低下を招く。したがって、Ｃｒ量は０．０１〜１．５％とする。
Ｃｒは、組織強化により、鋼板の高強度化に寄与するため、適宜添加することができる。こうした効果を得るには、Ｃｒ量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量が１．５％を超えると、第２相の割合が大きくなりすぎたり、Ｃｒ炭化物が過剰に生成するなどして、延性の低下を招く。したがって、Ｃｒ量は０．０１〜１．５％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の少なくとも１種
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化により、鋼板の高強度化に寄与するため、適宜添加することができる。こうした効果を得るには、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｍｏ量が１．０％、Ｎｉ量が２．０％、Ｃｕ量が２．０％を超えると、成形性が劣化する。したがって、Ｍｏ量は０．０１〜１．０％、Ｎｉ量は０．０１〜２．０％、Ｃｕ量は０．０１〜２．０％とする。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化により、鋼板の高強度化に寄与するため、適宜添加することができる。こうした効果を得るには、Ｍｏ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｍｏ量が１．０％、Ｎｉ量が２．０％、Ｃｕ量が２．０％を超えると、成形性が劣化する。したがって、Ｍｏ量は０．０１〜１．０％、Ｎｉ量は０．０１〜２．０％、Ｃｕ量は０．０１〜２．０％とする。
（２）製造条件
（２．１）熱間圧延
仕上圧延終了温度：Ａｒ３点以上
熱間圧延後の鋼板のミクロ組織をベイナイト主体の組織とするため、仕上圧延はオーステナイト単相で終了する必要がある。このため、仕上圧延の終了温度をＡｒ３点以上とする。
（２．１）熱間圧延
仕上圧延終了温度：Ａｒ３点以上
熱間圧延後の鋼板のミクロ組織をベイナイト主体の組織とするため、仕上圧延はオーステナイト単相で終了する必要がある。このため、仕上圧延の終了温度をＡｒ３点以上とする。
熱間圧延後の冷却条件：２ｓ以内に５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却
熱間圧延後の冷却を開始するまでに２秒を超える時間が経過すると、ランナウトテーブル上でフェライト相が不均一に生成しやすく、本発明で好適なベイナイト相を主体とした均一な熱延鋼板のミクロ組織が得られない。また、平均冷却速度が５０℃／ｓを下回る場合や６００℃以下まで冷却しない場合も同様な問題が起こる。
熱間圧延後の冷却を開始するまでに２秒を超える時間が経過すると、ランナウトテーブル上でフェライト相が不均一に生成しやすく、本発明で好適なベイナイト相を主体とした均一な熱延鋼板のミクロ組織が得られない。また、平均冷却速度が５０℃／ｓを下回る場合や６００℃以下まで冷却しない場合も同様な問題が起こる。
熱間圧延後の巻取温度：４００〜５５０℃
巻取温度を４００〜５５０℃とすることで、本発明で好適なベイナイト相を主体とした熱延鋼板のミクロ組織とすることができる。
巻取温度を４００〜５５０℃とすることで、本発明で好適なベイナイト相を主体とした熱延鋼板のミクロ組織とすることができる。
そして、上記の成分組成と製造条件（熱間圧延）によって、熱間圧延後の鋼板（冷間圧延前の鋼板）のミクロ組織をベイナイト主体の組織にして、ベイナイト面積率が９０％以上、フェライト面積率が５％以下、パーライト面積率が５％以下にすることができる。
なお、ベイナイト、フェライト、パーライト以外に、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、セメンタイト等の炭化物が生成する場合があるが、上記のベイナイト、フェライト、パーライトの割合が満足されていれば、本発明の目的を達成することができる。
（２．２）冷間圧延
冷間圧延時の圧下率：４０％以上
圧下率が４０％に満たない場合には、引き続いて焼鈍を行った際に、オーステナイト相への逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、最終製品での好ましいミクロ組織を得ることが困難になる。
冷間圧延時の圧下率：４０％以上
圧下率が４０％に満たない場合には、引き続いて焼鈍を行った際に、オーステナイト相への逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、最終製品での好ましいミクロ組織を得ることが困難になる。
冷間圧延時の各圧延スタンド間張力：２１．０ｋｇｆ／ｃｍ２以上
冷間圧延時の各圧延スタンド間張力を２１．０ｋｇｆ／ｃｍ２以上にすることによって、幅方向および長手方向における延伸量の差が抑制され、エッジ亀裂の発生を抑制することができる。なお、上限については、過張力による破断防止の観点から、２３．０ｋｇｆ／ｃｍ２以下とすることが好ましい。各圧延スタンド間張力は、各圧延スタンドの圧下率などの圧延条件により、制御することができる。
冷間圧延時の各圧延スタンド間張力を２１．０ｋｇｆ／ｃｍ２以上にすることによって、幅方向および長手方向における延伸量の差が抑制され、エッジ亀裂の発生を抑制することができる。なお、上限については、過張力による破断防止の観点から、２３．０ｋｇｆ／ｃｍ２以下とすることが好ましい。各圧延スタンド間張力は、各圧延スタンドの圧下率などの圧延条件により、制御することができる。
冷間圧延時の最終圧延スタンドを除く各圧延スタンド間の圧延線荷重差：０．２５ｔｏｎｆ／ｍｍ以下
冷間圧延時の最終圧延スタンドを除く各圧延スタンド間の圧延線荷重差を０．２５ｔｏｎｆ／ｍｍ以下にすることによって、各圧延スタンド間で急激な圧下変動がない冷間圧延を行うことができる。各圧延スタンド間の圧延線荷重差は、各圧延スタンドの圧下率などの圧延条件により、制御することができる。また、最終圧延スタンドを除く理由は、エッジ割れ亀裂やゲージ変動の発生は、最終圧延スタンドの前段側の圧延スタンドの圧延荷重差が問題となるからである。
冷間圧延時の最終圧延スタンドを除く各圧延スタンド間の圧延線荷重差を０．２５ｔｏｎｆ／ｍｍ以下にすることによって、各圧延スタンド間で急激な圧下変動がない冷間圧延を行うことができる。各圧延スタンド間の圧延線荷重差は、各圧延スタンドの圧下率などの圧延条件により、制御することができる。また、最終圧延スタンドを除く理由は、エッジ割れ亀裂やゲージ変動の発生は、最終圧延スタンドの前段側の圧延スタンドの圧延荷重差が問題となるからである。
上記のようにして、本発明においては、成分組成と製造条件（熱間圧延、冷間圧延）を適正化することによって、幅方向の引張強度の変動が軽減されるとともに、エッジ亀裂の発生がなく、板厚変動（ゲージ変動）も大幅に低減された高強度鋼板を製造することができる。
本発明の実施例として、９８０ＭＰａ級の高強度鋼板の製造を行った。
表１に示す成分組成の鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｇを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとし、表２に示す熱延条件で熱間圧延した後、表２に示す冷延条件で冷間圧延を行った。
熱間圧延は、仕上圧延終了後、２ｓ以内に冷却を開始し、表２に示す平均冷却速度で６００℃まで冷却したのち、巻き取った。冷間圧延の圧下率は４０％とした。表１中のＡｒ３（℃）は下記式にて算出した。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−６８×［Ｍｎ］−２１×［Ｃｕ］−３６×［Ｎｉ］−２５×［Ｃｒ］−３０×［Ｍｏ］
ここで、［Ｍ］は鋼中の元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
ここで、［Ｍ］は鋼中の元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
また、表２中、スタンド間線荷重差は、＃１〜＃４圧延スタンドの圧延線荷重差の最大値を示す。
そして、得られた熱延鋼板に対して、フェライトとパーライトとベイナイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、パーライト、ベイナイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めた。上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織、パーライトはフェライトとセメンタイト（白色）の層状の組織、ベイナイトはフェライトより若干白い組織を呈している。
また、引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向に沿うようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）を測定した。引張試験のサンプルは幅センター位置およびエッジから２０ｍｍ位置から採取を行った。エッジ位置ＴＳ−幅センターＴＳをΔＴＳとした。
さらに、上記にて得られた冷間圧延後の鋼板に対して、エッジ亀裂については、作業者がコイル長手方向において両エッジ部を目視にて確認を行った。また、板厚計（Ｘ線）にて幅センター部の板厚をコイル全長測定し、冷間圧延目標板厚との偏差から、最大ゲージ変動量を算出した。
結果を表３に表す。
本発明例における冷間圧延後の鋼板は、いずれもエッジ亀裂がなく、最大ゲージ変動量も５０μｍ以下であり、エッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板であることがわかる。また、焼鈍後において、本発明例の鋼板はいずれもＴＳが９８９〜１００９ＭＰａであり、９８０ＭＰａ級の高強度鋼板が得られている。
これによって、本発明の有効性が確認された。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％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スラブを仕上圧延終了温度がＡｒ３点以上で熱間圧延し、熱間圧延後２ｓ以内に冷却を開始し、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却を行い、４００〜５５０℃の温度で巻取り、圧下率４０％以上の冷間圧延を行うこととし、冷間圧延では各圧延スタンド間張力を２１．０ｋｇｆ／ｃｍ２以上２４．８８ｋｇｆ／ｃｍ ２ 以下で、かつ最終圧延スタンドを除く各圧延スタンド間の圧延線荷重差を０．２５ｔｏｎｆ／ｍｍ以下にすることを特徴とするエッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 鋼スラブは、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有することを特徴とする請求項１に記載のエッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 鋼スラブは、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のエッジ品質とゲージ均一性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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