JP6070912B1 - 成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法を提供する。本発明の鋼板は、成分組成が、質量%で、C:0.10〜0.40%、Si:0.01〜0.30%、Mn:0.30〜1.00%、P:0.0001〜0.020%、S:0.0001〜0.010%、Al:0.001〜0.10%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、(c)r値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、(e)鋼板の1/2板厚部分における{311}<011>方位のランダム強度比が3.0以下であることを特徴とする。
Description
本発明は、成形時の冷間加工性に優れた鋼板及びその製造方法に関する。
自動車用部品、刃物、その他機械部品は、打抜き、曲げ、プレス加工等の加工工程を経て製造される。その加工工程において、製品品質の向上、安定化、及び/又は、製造コストの低減を図るため、素材である炭素鋼板に加工性の向上が求められる。
一般に、炭素鋼板には、冷間圧延と球状化焼鈍が施され、フェライトと球状化炭化物からなる加工性の良い軟質な炭素鋼板が製造されている。これまで、炭素鋼板の加工性の改善のための技術が数多く提案なされている。
例えば、特許文献1には、C:0.15〜0.90質量%、Si:0.40質量%以下、Mn:0.3〜1.0質量%、P:0.03質量%以下、全Al:0.10質量%以下、Ti:0.01〜0.05質量%、B:0.0005〜0.0050質量%、N:0.01質量%以下、Cr:1.2質量%以下を含み、平均炭化物粒径0.4〜1.0μmで炭化物球状化率80%以上の炭化物がフェライトマトリックスに分散した組織をもち、切欠き引張伸びが20%以上である精密打抜き用高炭素鋼板とその製造法が開示されている。
特許文献2には、C:0.3〜1.3質量%、Si:1.0質量%以下、Mn:0.2〜1.5質量%、P:0.02質量%以下、S:0.02質量%以下を含有し、フェライト結晶粒界上の炭化物CGBとフェライト結晶粒内の炭化物数CIGの間にCGB/CIG≦0.8の関係が成り立つように炭化物が分散した組織を有し、断面硬さが160HV以下であることを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板及びその製造法が開示されている。
特許文献3には、C:0.30〜1.00質量%、Si:1.0質量%以下、Mn:0.2〜1.5質量%、P:0.02質量%以下、S:0.02質量%以下を含み、フェライト結晶粒界上の炭化物CGBとフェライト結晶粒内の炭化物数CIGの間にCGB/CIG≦0.8の関係が成り立つとともに、全ての炭化物の内の90%以上を長軸/短軸が2以下の球状化炭化物で占める炭化物がフェライト中に分散した組織を有することを特徴とする加工性に優れた中・高炭素鋼板が開示されている。
そして、特許文献1〜3には、フェライト粒内における炭化物の割合が多いほど、加工性が向上すると記載されている。
また、特許文献4には、C:0.1〜0.5質量%、Si:0.5質量%以下、Mn:0.2〜1.5質量%、P:0.03質量%以下、S:0.02質量%以下からなる組成と、フェライト及び炭化物を主体とする組織を有し、Sgb={Son/(Son+Sin)}×100(ここで、Son:単位面積当りに存在する炭化物のうち、粒界上に存在する炭化物の総占有面積、Sin:単位面積当りに存在する炭化物のうち、粒内に存在する炭化物の総占有面積)で定義されるフェライト粒界炭化物量Sgbが40%以上であることを特徴とするFB加工性、金型寿命、及び、FB加工後の成形加工性に優れた鋼板が開示されている。
しかし、特許文献1に記載の技術は、フェライト粒径と炭化物の粗大化を狙い、軟質化のためにAC1点以上の温度で焼鈍を行なっているが、AC1点以上の温度で焼鈍を行なった場合、焼鈍中に、棒状・板状の炭化物が析出する。この炭化物は、加工性を低下させるので、硬さを低下させることができても、加工性には不利である。
特許文献2及び3に記載の技術は、いずれも、粒界に析出する炭化物の炭化物球状化率が低いことが加工性を悪化させる原因とし、粒界炭化物の球状化率の向上を問題としていない。特許文献4に記載の技術は、組織因子が規定されているのみで、加工性と機械特性の関係は検討されていない。
特許文献5に記載の技術は、ファインブランキング加工性と、フェライト粒内に存在する炭化物量及びフェライト粒径との関係に着目してなされた発明である。しかし、特許文献5では、集合組織が塑性異方性に対してどのような影響を及ぼすか検討されていない。
特許文献6には、圧延により発達する集合組織の発達を抑制された熱延鋼板及びその製造方法が開示されている。しかし、特許文献6では、圧延により発達する集合組織以外の集合組織と冷間鍛造性との関係について検討されていない。
特許文献7に記載の技術は、焼入れ前の高炭素熱延鋼板の硬度、全伸びには、フェライト粒内のセメンタイト密度が大きく影響することを考慮してなされた発明である。特許文献7に記載の熱延鋼板は、フェライト粒内のセメンタイト密度が0.10個/μm2以下であるフェライトとセメンタイトからなるミクロ組織を有することを特徴としている。しかし、特許文献7では、集合組織が塑性異方性に対してどのような影響を及ぼすか検討されていない。
特許文献8に記載の技術は、微細組織を持つ鋼では、Ceq値が機械的特性や溶接性のみならず、疲労亀裂進展速度にも関係することを考慮してなされた発明である。特許文献8は、Ceq値の範囲を0.28%〜0.65%に制限することによって、鋼材の耐疲労特性が改善されるとともに溶接性が確保されることを開示している。しかし、特許文献8では、集合組織が塑性異方性に対してどのような影響を及ぼすか検討されていない。
本発明は、従来技術の現状に鑑み、鋼板において、成形時の冷間加工性を向上させることを課題とし、該課題を解決する鋼板と、その製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、冷間加工前の鋼板の組織における炭化物の分散状態を、熱延から焼鈍における製造条件を最適化して制御することによって、炭化物をフェライト粒界上に析出させるとともに熱延鋼板での集合組織を制御することができ、冷間加工性を向上できることを見出した。
また、上記条件を満足する鋼板は、単に、熱延条件や焼鈍条件を、それぞれ単独に工夫しても製造が困難であり、熱延・焼鈍工程の一貫工程において、相互に連携して最適化すれば製造できることを、種々の研究の積み重ねで見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
(1)成分組成が、質量%で、
C :0.10〜0.40%、
Si:0.01〜0.30%、
Mn:0.30〜1.00%、
P :0.0001〜0.020%、
S :0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下であることを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
C :0.10〜0.40%、
Si:0.01〜0.30%、
Mn:0.30〜1.00%、
P :0.0001〜0.020%、
S :0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下であることを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
(2)前記成分組成が、さらに、質量%で、
N :0.0001〜0.010%、
O :0.0001〜0.020%、
Cr:0.001〜0.50%、
Mo:0.001〜0.10%、
Nb:0.001〜0.10%、
V :0.001〜0.10%、
Cu:0.001〜0.10%、
W :0.001〜0.10%、
Ta:0.001〜0.10%、
Ni:0.001〜0.10%、
Sn:0.001〜0.050%、
Sb:0.001〜0.050%、
As:0.001〜0.050%、
Mg:0.0001〜0.050%、
Ca:0.001〜0.050%、
Y :0.001〜0.050%、
Zr:0.001〜0.050%、
La:0.001〜0.050%、
Ce:0.001〜0.050%の1種又は2種以上を含有する
ことを特徴とする前記(1)に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
N :0.0001〜0.010%、
O :0.0001〜0.020%、
Cr:0.001〜0.50%、
Mo:0.001〜0.10%、
Nb:0.001〜0.10%、
V :0.001〜0.10%、
Cu:0.001〜0.10%、
W :0.001〜0.10%、
Ta:0.001〜0.10%、
Ni:0.001〜0.10%、
Sn:0.001〜0.050%、
Sb:0.001〜0.050%、
As:0.001〜0.050%、
Mg:0.0001〜0.050%、
Ca:0.001〜0.050%、
Y :0.001〜0.050%、
Zr:0.001〜0.050%、
La:0.001〜0.050%、
Ce:0.001〜0.050%の1種又は2種以上を含有する
ことを特徴とする前記(1)に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板。
(3)前記(1)又は(2)に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造する製造方法であって、
前記(1)又は(2)に記載の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上550℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す際、
(i)650℃以上720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃以下まで冷却速度1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却する
ことを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法。
前記(1)又は(2)に記載の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上550℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す際、
(i)650℃以上720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃以下まで冷却速度1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却する
ことを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法。
(4)鋼板の断面収縮率が40%以上であることを特徴とする(3)に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造し提供することができる。
本発明の成形時の冷間加工性に優れた鋼板(以下「本発明鋼板」ということがある。)は、成分組成が、質量%で、
C :0.10〜0.40%、
Si:0.01〜0.30%、
Mn:0.30〜1.00%、
P :0.0001〜0.020%、
S :0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下であることを特徴とする。
C :0.10〜0.40%、
Si:0.01〜0.30%、
Mn:0.30〜1.00%、
P :0.0001〜0.020%、
S :0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下であることを特徴とする。
本発明の成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法(以下「本発明製造方法」ということがある。)は、本発明鋼板を製造する製造方法であって、
本発明鋼板の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上550℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す際、
(i)650℃以上720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃以下まで冷却速度1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却する
ことを特徴とする。
本発明鋼板の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上550℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す際、
(i)650℃以上720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃以下まで冷却速度1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却する
ことを特徴とする。
以下、本発明鋼板と本発明製造方法について説明する。
最初に、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成に係る%は質量%を意味する。
C:0.10〜0.40%
Cは、鋼中で炭化物を形成し、鋼の強化及びフェライト粒の微細化に有効な元素である。冷間加工における梨地の発生を抑制し、冷間鍛造部品の表面美観を確保するためには、フェライト粒径の粗大化を抑制する必要があるが、0.10%未満では、炭化物の体積率が不足し、焼鈍中の炭化物の粗大化を抑制することができないので、Cは0.10%以上とする。好ましくは0.12%以上である。
Cは、鋼中で炭化物を形成し、鋼の強化及びフェライト粒の微細化に有効な元素である。冷間加工における梨地の発生を抑制し、冷間鍛造部品の表面美観を確保するためには、フェライト粒径の粗大化を抑制する必要があるが、0.10%未満では、炭化物の体積率が不足し、焼鈍中の炭化物の粗大化を抑制することができないので、Cは0.10%以上とする。好ましくは0.12%以上である。
一方、0.40%を超えると、炭化物の体積率が増加し、瞬時的に荷重を負荷させた際に破壊の起点となるクラックが多量に生成し、耐衝撃特性が低下するので、Cは0.40%以下とする。好ましくは0.38%以下である。
Si:0.01〜0.30%
Siは、脱酸剤として作用し、また、炭化物の形態に影響を及ぼす元素である。フェライト粒内の炭化物の個数を減らし、フェライト粒界上の炭化物の個数を増やすためには、2段ステップ型の焼鈍において、焼鈍中にオーステナイト相を生成させ、一旦、炭化物を溶解させた後、徐冷し、フェライト粒界への炭化物の析出を促進する必要がある。
Siは、脱酸剤として作用し、また、炭化物の形態に影響を及ぼす元素である。フェライト粒内の炭化物の個数を減らし、フェライト粒界上の炭化物の個数を増やすためには、2段ステップ型の焼鈍において、焼鈍中にオーステナイト相を生成させ、一旦、炭化物を溶解させた後、徐冷し、フェライト粒界への炭化物の析出を促進する必要がある。
本発明鋼板において、Siは少ないほど好ましいが、0.01%未満に低減すると、製造コストが上昇するので、Siは0.01%以上とする。
一方、0.30%を超えると、フェライトの延性が低下し、冷間加工時に割れが起こり易くなり、冷間加工性が低下するので、Siは0.30%以下とする。好ましくは0.28%以下である。
Mn:0.30〜1.00%
Mnは、2段ステップ型の焼鈍において、炭化物の形態を制御する元素である。0.30%未満では、2段目の焼鈍後の徐冷において、フェライト粒界に炭化物を析出させることが困難となるので、Mnは0.30%以上とする。好ましくは0.33%以上である。
Mnは、2段ステップ型の焼鈍において、炭化物の形態を制御する元素である。0.30%未満では、2段目の焼鈍後の徐冷において、フェライト粒界に炭化物を析出させることが困難となるので、Mnは0.30%以上とする。好ましくは0.33%以上である。
一方、1.00%を超えると、フェライトの硬度が増加し、冷間加工性が低下するので、Mnは1.00%以下とする。好ましくは0.96%以下である。
P:0.0001〜0.020%
Pは、フェライト粒界に偏析し粒界炭化物の形成を抑制する元素である。少ないほど好ましいが、精錬工程において、Pを0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Pは0.0001%以上とする。好ましくは0.0013%以上である。
Pは、フェライト粒界に偏析し粒界炭化物の形成を抑制する元素である。少ないほど好ましいが、精錬工程において、Pを0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Pは0.0001%以上とする。好ましくは0.0013%以上である。
一方、0.020%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Pは0.020%以下とする。好ましくは0.018%以下である。
S:0.0001〜0.010%
Sは、MnSなどの非金属介在物を形成する元素である。非金属介在物は、冷間鍛造時、割れ発生の起点となるので、Sは少ないほど好ましいが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Sは0.0001%以上とする。好ましくは0.0012%以上である。
Sは、MnSなどの非金属介在物を形成する元素である。非金属介在物は、冷間鍛造時、割れ発生の起点となるので、Sは少ないほど好ましいが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Sは0.0001%以上とする。好ましくは0.0012%以上である。
一方、0.010%を超えると、冷間加工性が低下するので、Sは0.010%以下とする。好ましくは0.007%以下である。
Al:0.001〜0.10%
Alは、鋼の脱酸剤として作用し、フェライトを安定化する元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Alは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。
Alは、鋼の脱酸剤として作用し、フェライトを安定化する元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Alは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。
一方、0.10%を超えると、粒界上の炭化物の個数割合が低下し、冷間加工性が低下するので、Alは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
本発明鋼板は、上記元素の他、本発明鋼板の特性の向上を図るため、N:0.0001〜0.010%、O:0.0001〜0.020%、Cr:0.001〜0.50%、Mo:0.001〜0.10%、Nb:0.001〜0.10%、V:0.001〜0.10%、Cu:0.001〜0.10%、W:0.001〜0.10%、Ta:0.001〜0.10%、Ni:0.001〜0.10%、Sn:0.001〜0.050%、Sb:0.001〜0.050%、As:0.001〜0.050%、Mg:0.0001〜0.050%、Ca:0.001〜0.050%、Y:0.001〜0.050%、Zr:0.001〜0.050%、La:0.001〜0.050%、Ce:0.001〜0.050%の1種又は2種以上を含有してもよい。
N:0.0001〜0.010%
Nは、多量の含有により、フェライトの脆化を引き起こす元素である。少ないほど好ましいが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Nは0.0001%以上とする。好ましくは0.0006%以上である。一方、0.010%を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Nは0.010%以下とする。好ましくは0.007%以下である。
Nは、多量の含有により、フェライトの脆化を引き起こす元素である。少ないほど好ましいが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Nは0.0001%以上とする。好ましくは0.0006%以上である。一方、0.010%を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Nは0.010%以下とする。好ましくは0.007%以下である。
O:0.0001〜0.020%
Oは、多量の含有により、鋼中に粗大な酸化物を形成する元素である。少ないほうが好ましいが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Oは0.0001%以上とする。好ましくは0.0011%以上である。一方、0.020%を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、冷間加工時に割れの起点となるので、Oは0.020%以下とする。好ましくは0.017%以下である。
Oは、多量の含有により、鋼中に粗大な酸化物を形成する元素である。少ないほうが好ましいが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Oは0.0001%以上とする。好ましくは0.0011%以上である。一方、0.020%を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、冷間加工時に割れの起点となるので、Oは0.020%以下とする。好ましくは0.017%以下である。
Cr:0.001〜0.50%
Crは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、また、炭化物に濃化し、オーステナイト相でも安定な炭化物を形成する元素である。0.001%未満では、焼入れ性向上効果が十分に得られないので、Crは0.001%以上とする。好ましくは0.007%以上である。一方、0.50%を超えると、炭化物が安定化し、焼入れ時に炭化物の溶解が遅れ、所要の焼入れ強度を達成できない恐れがあるので、Crは0.50%以下とする。好ましくは0.45%以下である。
Crは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、また、炭化物に濃化し、オーステナイト相でも安定な炭化物を形成する元素である。0.001%未満では、焼入れ性向上効果が十分に得られないので、Crは0.001%以上とする。好ましくは0.007%以上である。一方、0.50%を超えると、炭化物が安定化し、焼入れ時に炭化物の溶解が遅れ、所要の焼入れ強度を達成できない恐れがあるので、Crは0.50%以下とする。好ましくは0.45%以下である。
Mo:0.001〜0.10%
Moは、Mnと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Moは0.001%以上とする。好ましくは0.010%以上である。一方、0.10%を超えると、r値の面内異方性が悪化し、冷間加工性が低下するので、Moは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Moは、Mnと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Moは0.001%以上とする。好ましくは0.010%以上である。一方、0.10%を超えると、r値の面内異方性が悪化し、冷間加工性が低下するので、Moは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Nb:0.001〜0.10%
Nbは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Nbは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なNb炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Nbは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Nbは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Nbは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なNb炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Nbは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
V:0.001〜0.10%
Vも、Nbと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Vは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なV炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Vは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Vも、Nbと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Vは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なV炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Vは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Cu:0.001〜0.10%
Cuは、フェライトの結晶粒界に偏析し、また、微細な析出物を形成して、強度の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、強度向上効果が十分に得られないので、Cuは0.001%以上とする。好ましくは0.005%以上である。一方、0.10%を超えると、赤熱脆性が生じ、熱延での生産性が低下するので、Cuは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Cuは、フェライトの結晶粒界に偏析し、また、微細な析出物を形成して、強度の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、強度向上効果が十分に得られないので、Cuは0.001%以上とする。好ましくは0.005%以上である。一方、0.10%を超えると、赤熱脆性が生じ、熱延での生産性が低下するので、Cuは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
W:0.001〜0.10%
Wも、Nb、Vと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Wは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なW炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Wは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Wも、Nb、Vと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Wは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なW炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Wは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Ta:0.001〜0.10%
Taも、Nb、V、Wと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Taは0.001%以上とする。好ましくは0.005%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なW炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Taは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Taも、Nb、V、Wと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Taは0.001%以上とする。好ましくは0.005%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なW炭化物が多数析出し、強度が過度に上昇し、また、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Taは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Ni:0.001〜0.10%
Niは、部品の靭性の向上に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Niは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.10%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Niは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Niは、部品の靭性の向上に有効な元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Niは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.10%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Niは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Sn:0.001〜0.050%
Snは、鋼原料(スクラップ)から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Snは0.001%以上とする。好ましくは0.002%以上である。一方、0.050%を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Snは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Snは、鋼原料(スクラップ)から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Snは0.001%以上とする。好ましくは0.002%以上である。一方、0.050%を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Snは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Sb:0.001〜0.050%
Sbは、Snと同様に、鋼原料(スクラップ)から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Sbは0.001%以上とする。好ましくは0.002%以上である。一方、0.050%を超えると、冷間鍛造性が低下するので、Sbは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Sbは、Snと同様に、鋼原料(スクラップ)から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Sbは0.001%以上とする。好ましくは0.002%以上である。一方、0.050%を超えると、冷間鍛造性が低下するので、Sbは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
As:0.001〜0.050%
Asは、Sn、Sbと同様に、鋼原料(スクラップ)から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Asは0.001%以上とする。好ましくは0.002%以上である。一方、0.050%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Asは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Asは、Sn、Sbと同様に、鋼原料(スクラップ)から混入する元素である。粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招くので、少ないほど好ましいが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に上昇するので、Asは0.001%以上とする。好ましくは0.002%以上である。一方、0.050%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Asは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Mg:0.0001〜0.050%
Mgは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.0001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Mgは0.0001%以上とする。好ましくは0.0008%以上である。一方、0.050%を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Mgは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Mgは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.0001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Mgは0.0001%以上とする。好ましくは0.0008%以上である。一方、0.050%を超えると、フェライトが脆化し、冷間鍛造性が低下するので、Mgは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Ca:0.001〜0.050%
Caは、Mgと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Caは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.050%を超えると、粗大なCa酸化物が生成し、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Caは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Caは、Mgと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Caは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.050%を超えると、粗大なCa酸化物が生成し、冷間鍛造時に割れ発生の起点となるので、Caは0.050%以下とする。好ましくは0.040%以下である。
Y:0.001〜0.050%
Yは、Mg、Caと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Yは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.050%を超えると、粗大なY酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Yは0.050%以下とする。好ましくは0.035%以下である。
Yは、Mg、Caと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Yは0.001%以上とする。好ましくは0.003%以上である。一方、0.050%を超えると、粗大なY酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Yは0.050%以下とする。好ましくは0.035%以下である。
Zr:0.001〜0.050%
Zrは、Mg、Ca、Yと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Zrは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.050%を超えると、粗大なZr酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Zrは0.050%以下とする。好ましくは0.045%以下である。
Zrは、Mg、Ca、Yと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素である。0.001%未満では、添加効果が十分に得られないので、Zrは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.050%を超えると、粗大なZr酸化物が生成し、冷間加工時に割れ発生の起点となるので、Zrは0.050%以下とする。好ましくは0.045%以下である。
La:0.001〜0.050%
Laは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。0.001%未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Laは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.050%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Laは0.050%以下とする。好ましくは0.045%以下である。
Laは、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。0.001%未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Laは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.050%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間加工性が低下するので、Laは0.050%以下とする。好ましくは0.045%以下である。
Ce:0.001〜0.050%
Ceは、Laと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。0.001%未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Ceは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.050%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ceは0.050%以下とする。好ましくは0.045%以下である。
Ceは、Laと同様に、微量の添加で硫化物の形態を制御できる元素であるが、粒界に偏析し、粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素でもある。0.001%未満では、形態制御効果が十分に得られないので、Ceは0.001%以上とする。好ましくは0.004%以上である。一方、0.050%を超えると、粒界炭化物の個数比率が低下し、冷間鍛造性が低下するので、Ceは0.050%以下とする。好ましくは0.045%以下である。
なお、本発明鋼板の成分組成の残部は、Fe及び不可避的不純物である。
本発明鋼板は、上記成分組成の他、最適な熱延及び焼鈍の結果、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下である
ことにより、成形時の冷間加工性に優れることは、本発明者らが見いだした新規な知見である。
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下である
ことにより、成形時の冷間加工性に優れることは、本発明者らが見いだした新規な知見である。
以下、上記(a)〜(e)について説明する。
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1超であること:
本発明鋼板は、実質的に、フェライトと炭化物からなり、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超える組織である。なお、炭化物は、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト(Fe3C)に加え、セメンタイト中のFeをMn、Cr等の元素で置換した化合物や、合金炭化物(M23C6、M6C、MC等であり、MはFe及びその他の添加金属元素)である。
本発明鋼板は、実質的に、フェライトと炭化物からなり、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超える組織である。なお、炭化物は、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト(Fe3C)に加え、セメンタイト中のFeをMn、Cr等の元素で置換した化合物や、合金炭化物(M23C6、M6C、MC等であり、MはFe及びその他の添加金属元素)である。
鋼板を所定の部品形状に成形する際、鋼板のマクロ組織には剪断帯が形成され、剪断帯の近傍で、すべり変形が集中して起きる。すべり変形は、転位の増殖を伴い、剪断帯の近傍には、転位密度の高い領域が形成される。鋼板に付与する歪量の増加に伴い、すべり変形が促進され、転位密度が増加する。冷間鍛造では、相当歪で1を超える強加工が施される。
このため、従来の鋼板では、転位密度の増加に伴うボイド及び/又はクラックの発生を防ぐことはできず、冷間鍛造性の向上を図ることは困難であった。
上記困難な課題を解決するためには、成形時における剪断帯の形成を抑制することが効果的である。ミクロ組織の観点では、剪断帯の形成は、ある一つの結晶粒で発生したすべりが、結晶粒界を乗り越えて、隣接結晶粒に連続的に伝播する現象である。よって、剪断帯の形成を抑制するためには、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防ぐ必要がある。
鋼板中の炭化物は、すべりを妨げる強固な粒子であり、炭化物を、フェライト粒界に存在させることで、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間鍛造性を向上させることが初めて可能となる。
理論及び原則に基づけば、冷間鍛造性は、フェライト粒界の炭化物の被覆率の影響を強く受けると考えられるので、該被覆率を高精度で測定することが必要となる。
3次元空間において、フェライト粒界における炭化物の被覆率を測定するためには、走査型電子顕微鏡内にて、FIBによるサンプル切削と観察を繰り返して行うシリアルセクショニングSEM観察、又は、3次元EBSP観察が必須となり、膨大な測定時間を要するとともに、技術ノウハウの蓄積が不可欠となる。このことを、本発明者らは明らかにし、一般的な分析手法は適さないと結論付けた。
このため、簡易的で精度の高い評価指標を探索した結果、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を指標とすれば、冷間鍛造性を評価することが可能となり、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超えると、冷間鍛造性が著しく向上することを本発明者らは見いだした。
なお、冷間加工時に起きる鋼板の座屈、折込み、たたみ込みのいずれも、剪断帯の形成に伴う歪の局所化により引き起こされるものであるから、炭化物をフェライト粒界に存在させることにより、剪断帯の形成及び歪の局所化を緩和し、座屈、折込み、たたみ込みの発生を効果的に抑制することができる。
結晶粒界上の炭化物の球状化率が80%未満であると、棒状又は板条の炭化物に局所的にひずみが集中し、ボイド及び/又はクラックが発生し易くなるので、結晶粒界上の炭化物の球状化率は80%以上が好ましく、より好ましくは90%以上である。
フェライト粒内炭化物及びフェライト粒界の炭化物の平均粒子径が0.1μm未満であると、鋼板の硬さが顕著に増加して、加工性が低下するので、炭化物の平均粒子径は0.1μm以上が好ましい。より好ましくは0.17μm以上である。一方、炭化物の平均粒子径が2.0μmを超えると、冷間加工時に粗大な炭化物が起点となり亀裂が発生し、冷間加工性が低下するので、炭化物の平均粒子径は2.0μm以下が好ましい。より好ましくは1.95μm以下である。
続いて、組織の観察方法及び測定方法について説明する。
炭化物の観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び1μmの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、3%硝酸−アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。
観察の倍率は、3000倍の中で、フェライトと炭化物を判別できる倍率を選択する。選択した倍率で、板厚1/4層における30μm×40μmの視野をランダムに8枚撮影する。
得られた組織画像に対して、三谷商事株式会社製(Win ROOF)に代表される画像解析ソフトにより、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。各炭化物の面積から、円相当直径(=2×√(面積/3.14))を求め、その平均値を炭化物粒子径とする。
また、炭化物の球状化率は、炭化物を等面積で、かつ、慣性モーメントが等しい楕円に近似し、最大長さと、その直角方向の最大長さの比が3未満となるものの割合を計算して求めた。
なお、ノイズによる測定誤差の影響を抑えるため、粒内及び粒界の炭化物のうち、面積が0.01μm2以上の炭化物を個数カウントの対象とし、面積が0.01μm2以下の炭化物は、評価の対象から除外した。
フェライト粒界上に存在する炭化物の個数をカウントし、全炭化物数から、フェライト粒界上の炭化物数を引算してフェライト粒内の炭化物数を求めた。測定した個数をもとに、フェライト粒内の炭化物に対する粒界の炭化物の個数比率を求めた。
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であること:
冷延鋼板を焼鈍した後の組織において、フェライト粒径を5μm以上とすることで、冷間加工性を改善することができる。フェライト粒径が5μm未満であると、硬さが増加して、冷間加工時に、亀裂やクラックが発生し易くなるので、フェライト粒径は5μm以上とする。好ましくは7μm以上である。
冷延鋼板を焼鈍した後の組織において、フェライト粒径を5μm以上とすることで、冷間加工性を改善することができる。フェライト粒径が5μm未満であると、硬さが増加して、冷間加工時に、亀裂やクラックが発生し易くなるので、フェライト粒径は5μm以上とする。好ましくは7μm以上である。
一方、50μmを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界上の炭化物の個数が減少し、冷間加工性が低下するので、フェライト粒径は50μm以下とする。好ましくは37μm以下である。
フェライト粒径は、前述した研磨方法で、サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、3%硝酸−アルコール溶液でエッチングし、観察面の組織を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡で観察し、撮影した画像に線分法を適用して測定する。
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であること:
鋼板の塑性ひずみ比(r値)の面内異方性|Δr|は、JIS Z 2254に準拠する方法で測定する。圧延方向に対して0°方向、45°方向、及び90°方向の各方向から試験片を採取して測定したr値(0°方向:r0、45°方向:r45、90°方向:r90)を用い、下記式を用いて算出した。
|Δr|=(r0−2r45+r90)/2
鋼板の塑性ひずみ比(r値)の面内異方性|Δr|は、JIS Z 2254に準拠する方法で測定する。圧延方向に対して0°方向、45°方向、及び90°方向の各方向から試験片を採取して測定したr値(0°方向:r0、45°方向:r45、90°方向:r90)を用い、下記式を用いて算出した。
|Δr|=(r0−2r45+r90)/2
鋼板の塑性ひずみ比(r値)の面内異方性|Δr|を0.2以下とすることで、冷間加工性を改善することができる。|Δr|が0.2を超えると、絞り加工の際、部品の厚さや耳の高さが不均一になるので、面内異方性|Δr|は0.2以下とする。
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であること:
鋼板のビッカース硬さを100HV以上150HV以下とすることで、冷間加工性を改善することができる。ビッカース硬さが100HV未満であると、冷間加工中に座屈が発生し易くなるので、ビッカース硬さは100HV以上とする。好ましくは110HV以上である。
鋼板のビッカース硬さを100HV以上150HV以下とすることで、冷間加工性を改善することができる。ビッカース硬さが100HV未満であると、冷間加工中に座屈が発生し易くなるので、ビッカース硬さは100HV以上とする。好ましくは110HV以上である。
一方、ビッカース硬さが150HVを超えると、延性が低下し、冷間鍛造時に内部割れが起き易くなるので、ビッカース硬さは150HV以下とする。好ましくは146HV以下である。
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下であること:
冷間鍛造時には、炭化物の形態を制御することに加えて、冷間鍛造時の絞り成形性を確保する必要がある。冷間鍛造時の絞り成形性を向上させるためには、面内異方性|Δr|等の塑性異方性の改善が必要となる。そのためには、熱延鋼板での集合組織を制御する必要がある。集合組織の評価は、熱延鋼板の1/2板厚部分での板面に平行な面でのX線回折による解析を用いる。
冷間鍛造時には、炭化物の形態を制御することに加えて、冷間鍛造時の絞り成形性を確保する必要がある。冷間鍛造時の絞り成形性を向上させるためには、面内異方性|Δr|等の塑性異方性の改善が必要となる。そのためには、熱延鋼板での集合組織を制御する必要がある。集合組織の評価は、熱延鋼板の1/2板厚部分での板面に平行な面でのX線回折による解析を用いる。
熱延鋼板の片方の表面から1/2板厚面まで表面と平行に研削を行って1/2板厚面を露出し、前記1/2板厚面についてX線回折による解析を行う。前記X線回折として、Mo管球によるX線回折を使用しても良い。反射による回折方位{110}、{220}、{211}、{310}の回折強度を得て、これらをもとに、結晶方位分布(Orientation Distribution Function:ODF)を作成する。
X線回折強度比は、ODFから得られた前記1/2板厚面の回折強度データと、熱延鋼板のランダム方位の回折強度データとを用いて定められる。具体的には、金属組織が特定の方位への集積を持たない標準試料として、測定対象の熱延鋼板の粉末の鉄を焼結させた試料或いは焼結前の前記粉末を用いて、前記1/2板厚面の回折強度データ取得時と同一条件にて、回折強度を求める。尚、前記標準試料として採取される部位は、特に限定されず、熱延鋼板の任意の部分で良い。特定方位のX線回折強度比は、ODFから得られた前記1/2板厚面の当該特定方向の回折強度を、前記標準試料の回折強度で除して得られた数値である。
前述したODF解析により得られる{311}<011>方位のX線回折強度比をI1として、このI1が3.0以下であることが、熱延時のランダム集合組織に必要となる。好ましくは2.5以下である。I1が3.0以下のランダム集合組織が得られれば、塑性異方性は低減し、成形性は向上する。
次に、本発明製造方法について説明する。
本発明製造方法は、熱延と焼鈍を一貫して管理して組織制御を行なうことを特徴としている。所定の成分組成の鋼片を連続鋳造した後、鋼片を加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上550℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す際、
(i)650℃以上、720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃以下まで冷却速度を1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却することにより、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造することができる。
(i)650℃以上、720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃以下まで冷却速度を1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却することにより、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造することができる。
上記熱間圧延と焼鈍により、鋼板組織を、微細パーライトとベイナイトからなる組織とすることができる。
以下、工程条件について説明する。
鋼片の加熱温度:1000℃以上1250℃以下
熱間圧延に供する鋼片の加熱温度は1000℃以上1250℃以下が好ましく、加熱時間は0.5時間以上3時間以下が好ましい。
熱間圧延に供する鋼片の加熱温度は1000℃以上1250℃以下が好ましく、加熱時間は0.5時間以上3時間以下が好ましい。
加熱温度が1000℃未満、又は、加熱時間が0.5時間未満であると、鋳造で形成したミクロ偏析やマクロ偏析が解消せず、鋼材内部に、SiやMn等が局所的に濃化する領域が残存し、耐衝撃特性が低下するので、加熱温度は1000℃以上が好ましく、加熱時間は0.5時間以上が好ましい。
一方、加熱温度が1250℃を超え、又は、加熱時間が3時間を超えると、鋼片表層からの脱炭が顕著になり、浸炭焼入れ前の加熱時に、表層のオーステナイト粒が異常に成長し、耐衝撃特性が低下するので、加熱温度は1250℃以下が好ましく、加熱時間は3時間以下が好ましい。
仕上げ熱延温度:800℃以上900℃以下
仕上げ熱延は、800℃以上900℃以下で完了する。仕上げ熱延温度が800℃未満であると、鋼片の変形抵抗が増加して、圧延負荷が顕著に上昇し、また、ロールの磨耗量が増大し、生産性が低下するので、仕上げ熱延温度は800℃以上とする。好ましくは820℃以上である。
仕上げ熱延は、800℃以上900℃以下で完了する。仕上げ熱延温度が800℃未満であると、鋼片の変形抵抗が増加して、圧延負荷が顕著に上昇し、また、ロールの磨耗量が増大し、生産性が低下するので、仕上げ熱延温度は800℃以上とする。好ましくは820℃以上である。
一方、仕上げ熱延温度が900℃を超えると、ROT(Run Out Table)上を通板中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因して鋼板表面に疵が発生し、冷間鍛造及び浸炭焼き入れ焼戻し後に衝撃荷重が加わった際に疵を起点として亀裂が発生して耐衝撃特性が低下するので、仕上げ熱延温度は900℃以下とする。好ましくは880℃以下である。
ROTでの冷却速度:10℃/秒以上100℃/秒以下
仕上げ熱延後のROT上で熱延鋼板を冷却する際の冷却速度は10℃/秒以上100℃/秒以下が好ましい。冷却速度が10℃/秒未満では、冷却途中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因して鋼板表面に疵が発生するのを抑制できないので、冷却速度は10℃/秒以上とする。より好ましくは20℃/秒以上である。
仕上げ熱延後のROT上で熱延鋼板を冷却する際の冷却速度は10℃/秒以上100℃/秒以下が好ましい。冷却速度が10℃/秒未満では、冷却途中に分厚いスケールが生成し、該スケールに起因して鋼板表面に疵が発生するのを抑制できないので、冷却速度は10℃/秒以上とする。より好ましくは20℃/秒以上である。
一方、冷却速度が100℃/秒を超えると、鋼板の表層から内部にわたり100℃/秒を超える冷却速度で冷却され、鋼板の最表層部が過剰に冷却されて、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態組織が生じる。
巻き取り後、100℃〜室温まで冷却された熱延コイルを払い出す際、上記低温変態組織に微小クラックが発生し、続く酸洗工程及び冷延工程においても、この微小クラックを取り除くことは難しく、冷間加工中に微小クラックを起点に亀裂が進展するため、冷間加工性が低下する。それ故、冷却速度は100℃/秒以下が好ましい。
なお、上記冷却速度は、仕上げ熱延後の熱延鋼板が無注水区間を通過後に注水区間で水冷却を受ける時点から、巻取り目標温度までROT上で冷却される時点において、各注水区間の冷却設備から受ける冷却能を指しており、注水開始点から巻取機により巻き取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。
巻取温度:400℃以上550℃以下
巻取温度は400℃以上550℃以下とする。巻取温度が400℃未満であると、巻取り前に未変態であったオーステナイトが、硬いマルテンサイトに変態し、熱延コイルの払い出し時に、鋼板表層にクラックが入り、加工性が低下するので、巻取温度は400℃以上とする。好ましくは430℃以上である。
巻取温度は400℃以上550℃以下とする。巻取温度が400℃未満であると、巻取り前に未変態であったオーステナイトが、硬いマルテンサイトに変態し、熱延コイルの払い出し時に、鋼板表層にクラックが入り、加工性が低下するので、巻取温度は400℃以上とする。好ましくは430℃以上である。
一方、巻取温度が550℃を超えると、ラメラー間隔の大きなパーライトが生成し、熱的安定性が高い分厚い針状の炭化物が形成され、2段ステップ型の焼鈍後にも、針状の炭化物が残留する。この針状の炭化物を起点として冷間加工時には亀裂が生成するので、巻取温度は550℃以下とする。好ましくは520℃以下である。
上記条件で製造した熱延コイルに、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す。尚、1段目の焼鈍及び2段目の焼鈍は、箱焼鈍或いは連続焼鈍のいずれであっても良い。2段ステップ型の焼鈍により、炭化物の安定性を制御して、フェライト粒界への炭化物の生成を促進するとともに、フェライト粒界上の炭化物の球状化率を高める。
以下、2段ステップ型の焼鈍について説明する。
1段目の焼鈍をAC1点以下の温度域で行ない、炭化物を粗大化させるとともに、合金元素を濃化させ、炭化物の熱的安定性を高める。その後、AC1点以上A3点以下の温度域に昇温し、オーステナイトを組織中に生成させる。
その後、徐冷により、オーステナイト中をフェライトに変態させ、オーステナイト中の炭素濃度を高める。徐冷を進めることで、オーステナイト中に残存する炭化物に炭素原子が吸着し、炭化物とオーステナイトがフェライトの粒界を覆うようになり、最終的に、フェライトの粒界に球状化炭化物が多く存在する組織を形成することが可能となる。
AC1点以上A3点以下の温度域での保持中に、残留炭化物が少ない場合、冷却中に、パーライト、及び、棒状炭化物、板状炭化物が生成する。このパーライト、及び、棒状炭化物、板状炭化物が生成すると、鋼板の加工性が著しく低下するので、AC1点以上A3点以下の温度域での残留炭化物数を増加することが、鋼板の加工性を上げるうえで重要な要素となる。
上記熱延条件で得られる鋼板組織を用いることで、AC1点以下の温度で炭化物の熱的安定性を確保できるので、AC1点以上A3点以下の温度域での残留炭化物数の増加を狙うことができる。
以下、2段ステップ型の焼鈍の焼鈍条件について説明する。
1段目の焼鈍
温度域:650℃以上720℃以下
保持時間:3時間以上60時間以下
1段目の焼鈍において、焼鈍温度は650℃以上720℃以下とする。1段目の焼鈍温度が650℃未満であると、炭化物の安定度が不足し、2段目の焼鈍において、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となるので、1段目の焼鈍温度は650℃以上とする。好ましくは670℃以上である。
温度域:650℃以上720℃以下
保持時間:3時間以上60時間以下
1段目の焼鈍において、焼鈍温度は650℃以上720℃以下とする。1段目の焼鈍温度が650℃未満であると、炭化物の安定度が不足し、2段目の焼鈍において、オーステナイト中に炭化物を残存させることが困難となるので、1段目の焼鈍温度は650℃以上とする。好ましくは670℃以上である。
一方、1段目の焼鈍温度が720℃を超えると、炭化物の安定度を高める前に、オーステナイトが生成して、所要の組織変化に制御することが難しくなるので、1段目の焼鈍温度は720℃以下とする。好ましくは700℃以下である。
1段目の保持時間は3時間以上60時間以下とする。保持時間が3時間未満では、炭化物の安定化が十分ではなく、2段目の焼鈍時に炭化物を残存させることが困難となるので、1段目の保持時間は3時間以上とする。一方、1段目の保持時間が60時間を超えると、炭化物の安定度向上は見込めず、さらに、生産性が低下するので、1段目の保持時間は60時間以下とする。好ましくは55時間以下である。
焼鈍雰囲気は、特定の雰囲気に限定されない。例えば、窒素95%以上の窒素雰囲気、水素95%以上の水素雰囲気、及び、大気雰囲気のいずれでもよい。
2段目の焼鈍
温度域:725℃以上790℃以下
保持時間:3時間以上50時間以下
2段目の焼鈍において、焼鈍温度は725℃以上790℃以下とする。2段目の焼鈍温度が725℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界上の炭化物の個数比率が低下するので、2段目の焼鈍温度は725℃以上とする。好ましくは745℃以上である。
温度域:725℃以上790℃以下
保持時間:3時間以上50時間以下
2段目の焼鈍において、焼鈍温度は725℃以上790℃以下とする。2段目の焼鈍温度が725℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界上の炭化物の個数比率が低下するので、2段目の焼鈍温度は725℃以上とする。好ましくは745℃以上である。
一方、2段目の焼鈍温度が790℃を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となり、所要の組織変化に制御することが難しくなるので、2段目の焼鈍温度は790℃以下とする。好ましくは770℃以下である。
2段目の保持時間を3時間以上50時間以下とする。2段目の保持時間が3時間未満では、オーステナイトの生成量が少なく、かつ、フェライト粒内の炭化物の溶解が十分でなく、フェライト粒界上の炭化物の個数比率を増加させることが困難となるので、2段目の保持時間は3時間以上とする。好ましくは5時間以上である。
一方、2段目の保持時間が50時間を超えると、炭化物をオーステナイト中に残存させることが困難となるので、2段目の保持時間は50時間以下とする。好ましくは46時間以下である。
焼鈍雰囲気は、特定の雰囲気に限定されない。例えば、窒素95%以上の窒素雰囲気、水素95%以上の水素雰囲気、及び、大気雰囲気のいずれでもよい。
2段ステップ型の焼鈍が完了した後、熱延鋼板を冷却するが、その際、650℃まで、1℃/時間以上30℃/時間以下の冷却速度で冷却する。
650℃以下の温度までの冷却速度:1℃/時間以上30℃/時間以下
徐冷で組織変化を制御する温度域は650℃までで十分であるので、650℃までの温度域における冷却速度を制御すれば良い。また、650℃以下の温度に到達後、冷却速度を前記範囲に制御しないで室温まで冷却して良い。
徐冷で組織変化を制御する温度域は650℃までで十分であるので、650℃までの温度域における冷却速度を制御すれば良い。また、650℃以下の温度に到達後、冷却速度を前記範囲に制御しないで室温まで冷却して良い。
2段目の焼鈍において生成したオーステナイトを徐冷して、フェライトに変態させるとともに、オーステナイト中に残存した炭化物へ炭素を吸着させるために、冷却速度は遅い方が好ましい。しかし、冷却速度が1℃/時間未満であると、冷却のために要する時間が増大し、生産性が低下するので、冷却速度は1℃/時間以上とする。好ましくは5℃/時間である。
一方、冷却速度が30℃/時間を超えると、オーステナイトがパーライトに変態し、鋼板の硬さが増加して、冷間鍛造性が低下し、また、浸炭焼き入れ焼戻し後の耐衝撃特性が低下するので、冷却速度は30℃/時間以下とする。好ましくは26℃/時間以下である。
また、本発明製造方法によれば、成分組成が、質量%で、C:0.10〜0.40%、Si:0.01〜0.30%、Mn:0.30〜1.00%、P:0.0001〜0.020%、S:0.0001〜0.010%、Al:0.001〜0.10%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、金属組織が、実質的にフェライトと球状化炭化物の組織であり、(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、断面収縮率が40%以上であり、鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下である、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造することができる。
尚、断面収縮率は下記の式(1)で定義される。この値が大きいことは、局部変形能が高いことを意味し、式(1)の値が大きくなるに従って鋼板の加工性が高くなる。
断面収縮率(%)=100−(引張破断時の断面積/初期断面積)×100・・・式(1)
断面収縮率(%)=100−(引張破断時の断面積/初期断面積)×100・・・式(1)
以上、本願発明は、圧延制御および圧延後の熱処理により、炭化物(すなわち、セメンタイト)が均一に分散する組織になり、結晶の異方性を無くすことができることを特徴とする。そのため、本願発明は、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のランダム強度比を3.0以下にすることができる。
次に、実施例について説明するが、実施例の水準は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件の一例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達する限りにおいて、種々の条件を採用すること可能なものである。
(実施例1)
表1に示す成分組成の連続鋳造鋳片(鋼塊)を、熱延条件の影響を調べるため、表2に示す条件で熱間圧延し、板厚3.0mmの熱延コイルを製造した。尚、表1の「備考」の欄に「開発鋼」と記載された鋼種は、本発明に係る鋼板の組成範囲に含まれる組成を有する。また、表1の「備考」の欄に「比較鋼」と記載された鋼種は、本発明に係る鋼板の組成範囲外の組成を有するものであり、本発明に係る鋼板の組成条件を満たさない成分には、下線が付されている。
表1に示す成分組成の連続鋳造鋳片(鋼塊)を、熱延条件の影響を調べるため、表2に示す条件で熱間圧延し、板厚3.0mmの熱延コイルを製造した。尚、表1の「備考」の欄に「開発鋼」と記載された鋼種は、本発明に係る鋼板の組成範囲に含まれる組成を有する。また、表1の「備考」の欄に「比較鋼」と記載された鋼種は、本発明に係る鋼板の組成範囲外の組成を有するものであり、本発明に係る鋼板の組成条件を満たさない成分には、下線が付されている。
熱延コイルを酸洗し、箱型焼鈍炉内に熱延コイルを装入し、雰囲気を95%水素−5%窒素に制御した後、室温から705℃に加熱して36時間保持して、熱延コイル内の温度分布を均一化し、その後、760℃まで加熱し、さらに、760℃で10時間保持した後、650℃までを10℃/時間の冷却速度で冷却し、その後、室温まで炉冷して、特性評価用のサンプルを作製した。なお、サンプルの組織は、前述した方法で測定した。
冷間加工性は、切欠き付き引張試験とr値の面内異方性を用いて評価した。切欠き付き引張試験は、板厚3mmの焼鈍まま材から切欠き付き引張試験片を採取し、圧延方向に引張試験を行なって断面収縮率を測定し、局所的な変形能を評価した。断面収縮率が40%以上であるとき優位であると評点をつけた。
また、r値の面内異方性は、板厚3mmの焼鈍まま材のJIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であるとき、優位であると評点をつけた。
{311}<011>のX線回折強度比(I1)を測定するため、各サンプルの板厚の中央からMo管球によるX線回折を行い、ODF解析を行った。ODF解析によって得られた結果に基づいて、前記I1を測定した。
表2に、作製されたサンプルのそれぞれについて、炭化物径、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、断面収縮率、{311}<011>のX線回折強度比及び面内異方性の測定結果を示す。表2のサンプルのうち、備考欄に「発明鋼」として示されたものは、本発明に係る鋼板の要件を満たすものであり、備考欄に「比較鋼」として示されたものは、本発明に係る鋼板の要件を満たさないものである。表2において、本発明に係る鋼板の要件を満たさない測定結果と、本発明に係る鋼板の製造方法の要件が満たさない製造条件には、下線が付されている。
表2に示すように、発明鋼のB−1、C−1、G−1、H−1、J−1、L−1、P−1、Q−1、S−1、U−1、W−1、X−1、Y−1、Z−1、AA−1、AB−1、AD−1は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、ビッカース硬さが150HV以下である。また、前記発明鋼はいずれも断面収縮率が40%を超えており且つr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であるので冷間加工性に優れている。また、前記発明鋼はいずれも、鋼板表面にスケール疵が生成していないことが確認されたので、これらの鋼は、冷間加工に好適に使用することができる。
これに対し、比較鋼A−1は、Alの含有率が高く、A3点が低下したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害されて|Δr|が悪化し、冷間加工性が低い。比較鋼I−1は、MoとCrが高く、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、|Δr|が悪化している。比較鋼K−1とN−1は、S或いはMnの含有率が高く、鋼中に粗大なMnSが形成され、冷間加工性が低い。比較鋼M−1は、Siの含有率が高く、硬さが増加したので、冷間加工性が低い。また、比較鋼M−1は、A3点が上昇したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、|Δr|が悪化している。
比較鋼O−1は、Cが高く、炭化物の体積率が増加し、破壊の起点となるクラックが多量に生成して、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。比較鋼D−1は、熱延の仕上げ温度が低く生産性が低下した。比較鋼F−1は、熱延の仕上げ温度が高く、鋼板表面にスケール疵が生成した。
比較鋼R−1とAC−1は、熱延の巻取温度が低く、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態組織が多くなって脆化し、熱延コイル払い出し時に割れが頻発して生産性が低下した。比較鋼E−1及びT−1は、熱延の巻取温度が高く、熱延組織において、ラメラー間隔の分厚いパーライトと熱的安定性の高い針状の粗大な炭化物が生成し、この炭化物が、2段ステップ型の焼鈍後においても鋼板中に残存するため、断面収縮率が低くなり、冷間加工性が低い。
続いて、焼鈍条件の影響を調べるため、表1の成分組成の鋼片(スラブ)を、1240℃で1.8時間加熱した後、熱間圧延に供し、890℃で仕上げ熱延を完了した後、ROT上で45℃/秒の冷却速度で520℃まで冷却し、510℃で巻き取り、板厚3.0mmの熱延コイルを製造し、表3に示す条件にて、板厚3.0mmの熱延板焼鈍サンプルを作製した。
作製された前記サンプルのそれぞれについて、炭化物径、フェライト粒径、ビッカース硬さ、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率、断面収縮率、{311}<011>のX線回折強度比及び面内異方性を、表2の各発明鋼及び各比較鋼と同様の方法にて測定した。その結果を表3に示す。
表3に示すように、発明鋼のB−2、C−2、D−2、F−2、G−2、L−2、P−2、R−2、S−2、U−2、W−2、X−2、AA−2、AD−2は、いずれも、フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、ビッカース硬さが150HV以下である。また、前記発明鋼はいずれも断面収縮率が40%を超えており且つr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であるので、冷間加工性に優れている。
これに対し、比較鋼A−2は、Alの含有率が高く、A3点が低下したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、|Δr|が悪化し、冷間加工性が低い。比較鋼I−2は、MoとCrが高く、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、|Δr|が悪化している。比較鋼K−2とN−2は、S或いはMnの含有率が高く、鋼中に粗大なMnSが形成され、冷間加工性が低下した。比較鋼M−2は、Siの含有率が高く、硬さが増加して冷間加工性が低下した。また、比較鋼M−2は、A3点が低下したため、仕上げ熱延中の再結晶が阻害され、|Δr|が悪化し、冷間加工性が低い。
比較鋼O−2は、Cが高く、炭化物の体積率が増加し、破壊の起点となるクラックが多量に生成し、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。
比較鋼AC−2は、2段ステップ型の箱焼鈍時の1段目の焼鈍における焼鈍温度が低く、Ac1温度以下での炭化物の粗大化処理が不十分であり、炭化物の熱的安定度が不十分であることにより、2段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。
比較鋼T−2は、2段ステップ型の箱焼鈍時の1段目の焼鈍における焼鈍温度が高く、焼鈍中にオーステナイトが生成し、炭化物の安定度を高めることができなので、2段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織において、パーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間鍛加工性が低い。
比較鋼Q−2は、2段ステップ型の焼鈍時の1段目の焼鈍における保持時間が短く、Ac1温度以下での炭化物の粗大化処理が不十分で、炭化物の熱的安定度が不十分であることで、2段目の焼鈍時に残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。比較鋼AB−2は、2段ステップ型の箱焼鈍時の1段目の焼鈍における保持時間が長く、生産性が低い。
比較鋼Z−2は、2段ステップ型の箱焼鈍時の2段目の焼鈍時における焼鈍温度が低く、オーステナイトの生成量が少なくて、粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、冷間加工性が低い。比較鋼J−2は、2段ステップ型の焼鈍時の2段目の焼鈍時における焼鈍温度が高く、炭化物の溶解が促進して残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、ビッカース硬さが高すぎ、また断面収縮率が低いために冷間鍛加工性が低い。
比較鋼H−2は、2段ステップ型の焼鈍時の2段目の焼鈍時における焼鈍温度が低く、オーステナイトの生成量が少なくて、粒界における炭化物の個数割合を増やすことができず、冷間加工性が低い。比較鋼Y−2は、2段ステップ型の焼鈍時の2段目の焼鈍時における保持時間が長く、炭化物の溶解が促進して残存する炭化物が減少し、徐冷後の組織においてパーライト変態を抑制できず、断面収縮率が低いために冷間鍛加工性が低い。比較鋼E−2は、2段ステップ型の焼鈍時の2段目の焼鈍から650℃までの冷却速度が速く、冷却時にパーライト変態が起きて、ビッカース硬さが高すぎ、また断面収縮率が低いために冷間加工性が低い。
比較鋼A−1、D−1、I−1、M−1、A−2及びI−2は、いずれも{311}<011>のX線回折強度比が3.0超である。これらの比較鋼は、面内異方性|Δr|が0.2超であり、冷間加工性が低い。このように、熱延鋼板の1/2板厚部分での板面に平行な面でのX線回折による解析を行うことによって、冷間加工の対象となる熱延鋼板の面内異方性|Δr|等の塑性異方性の程度或いは冷間加工性の良否を、冷間加工前に判定することができる。
前述したように、本発明によれば、成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造し提供することができる。本発明の鋼板は、打抜き、曲げ、プレス加工等の加工工程を経て製造する自動車用部品、刃物、その他機械部品の素材として好適な鋼板であるので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。
Claims (4)
- 成分組成が、質量%で、
C :0.10〜0.40%、
Si:0.01〜0.30%、
Mn:0.30〜1.00%、
P :0.0001〜0.020%、
S :0.0001〜0.010%、
Al:0.001〜0.10%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
(a)フェライト粒内の炭化物の個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が1を超え、
(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
(c)JIS Z 2254に規格されるr値の面内異方性|Δr|が0.2以下であり、
(d)ビッカース硬さが100HV以上150HV以下であり、
(e)鋼板の結晶粒がランダムに方位分布してなる試料をX線回折したときのX線回折強度に対する、鋼板の1/2板厚部分の{311}<011>方位のX線回折強度比が3.0以下であることを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
N :0.0001〜0.010%、
O :0.0001〜0.020%、
Cr:0.001〜0.50%、
Mo:0.001〜0.10%、
Nb:0.001〜0.10%、
V :0.001〜0.10%、
Cu:0.001〜0.10%、
W :0.001〜0.10%、
Ta:0.001〜0.10%、
Ni:0.001〜0.10%、
Sn:0.001〜0.050%、
Sb:0.001〜0.050%、
As:0.001〜0.050%、
Mg:0.0001〜0.050%、
Ca:0.001〜0.050%、
Y: 0.001〜0.050%、
Zr:0.001〜0.050%、
La:0.001〜0.050%、
Ce:0.001〜0.050%の1種又は2種以上を含有する
ことを特徴とする請求項1に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板。 - 請求項1又は2に記載の成形時の冷間加工性に優れた鋼板を製造する製造方法であって、
請求項1又は2に記載の成分組成の鋼片を加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で仕上げ熱延を完了し、400℃以上550℃以下で巻き取った熱延鋼板に、酸洗後、2つの温度域で保持する2段ステップ型の焼鈍を施す際、
(i)650℃以上720℃以下の温度域で、3時間以上60時間以下保持する1段目の焼鈍を施し、次いで、725℃以上790℃以下の温度域で、3時間以上50時間以下保持する2段目の焼鈍を施し、その後、
(ii)650℃まで、冷却速度1℃/時間以上30℃/時間以下で冷却する
ことを特徴とする成形時の冷間加工性に優れた鋼板の製造方法。 - 鋼板の断面収縮率が40%以上であることを特徴とする請求項3に記載の鋼板の製造方法。
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