JP6841383B2 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本願は、2019年02月15日に、日本に出願された特願2019−025635号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
しかしながら、特許文献1は、C含有量が0.0060%以下のフェライト系薄鋼板に関する。本発明者らが検討した結果、特許文献1に記載された鋼板に比べてC含有量が高い鋼板である場合、鋼板表面に平行な{001}面から±15°以内の結晶方位を持つ結晶の面積分率を低減することが困難であることが分かった。すなわち、特許文献1の方法では、高強度化と加工後の表面性状の改善とを同時に満足することはできない。
その結果、成形時の表面凹凸の発生は、ミクロな領域内での強度の不均一に起因する成形時の不均一変形によって生じることが分かった。
本発明者らがさらに検討を行った結果、成形性を高めるために金属組織がフェライトを主相となるように制御するとともに、表層領域の金属組織において、フェライトの平均結晶粒径およびフェライトの集合組織を鋼板内部と異なる集合組織に制御することで、成形時の表面凹凸の発生を抑えて成形後外観(表面品位)に優れる鋼板が得られることを本発明者らは見出した。
[1]本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量%で、C:0.0015%以上、0.0400%以下、Mn:0.20%以上、1.50%以下、P:0.010%以上、0.100%以下、Cr:0.001%以上、0.500%以下、Si:0.200%以下、S:0.020%以下、sol.Al:0.200%以下、N:0.0150%以下、Mo:0%以上、0.500%以下、B:0%以上、0.0100%以下、Nb:0%以上、0.200%以下、Ti:0%以上、0.200%以下、Ni:0%以上、0.200%以下、およびCu:0%以上、0.100%以下を含有し、残部が鉄および不純物からなり、表層領域の金属組織が、体積分率で90%以上のフェライトを含み、前記表層領域において、前記フェライトの平均結晶粒径が1.0〜15.0μmであり、前記フェライトの、{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Sが0.30以上、3.50未満である集合組織が含まれる。
[2]上記[1]に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量%で、Mo:0.001%以上、0.500%以下、B:0.0001%以上、0.0100%以下、Nb:0.001%以上、0.200%以下、Ti:0.001%以上、0.200%以下、Ni:0.001%以上、0.200%以下、およびCu:0.001%以上、0.100%以下のいずれか1種以上を含んでもよい。
[3]上記[1]または[2]に記載の鋼板は、内部領域において、フェライトの{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Iが0.001以上、1.0未満である集合組織を含んでもよい。
[4]上記[1]〜[3]のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表層領域の前記強度比XODF{001}/{111},Sと、内部領域におけるフェライトの{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Iとが下記(1)式を満たし、
前記表層領域の前記フェライトの前記平均結晶粒径が、前記内部領域の前記フェライトの平均結晶粒径よりも小さくてもよい。
−0.20<XODF{001}/{111},S−XODF{001}/{111},I<0.40 … (1)
[5]上記[1]〜[4]のいずれか一項に記載の鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。
[6]本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記[1]に記載の鋼板の製造方法であって、上記[1]に記載の前記化学組成を有する鋼片を1000℃以上に加熱する加熱工程と、前記鋼片を、圧延終了温度が950℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の、前記熱延鋼板に、表面における残留応力であるσsが絶対値で100〜250MPaとなるように、応力を付与する応力付与工程と、前記応力付与工程後の前記熱延鋼板に、累積圧下率であるRCRが70〜90%である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に、300℃〜下記(2)式を満足する均熱温度T1℃までの平均加熱速度が1.5〜10.0℃/秒となるように加熱した後、前記均熱温度T1℃で30〜150秒保持する焼鈍を行う焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、前記均熱温度T1℃〜650℃までの平均冷却速度が1.0〜10.0℃/秒になるように550〜650℃の温度域まで冷却した後、平均冷却速度が5〜500℃/秒となるように200〜490℃の温度域まで冷却する冷却工程と、を備える。
Ac1+550−25×ln(σs)−4.5×RCR ≦ T1 ≦ Ac1+550−25×ln(σs)−4×RCR … (2)
ただし、上記式(2)中の前記Ac1は下記式(3)により表される。下記式(3)中の元素記号は当該元素の質量%での含有量であり、当該元素が含まれない場合は0を代入する。
Ac1=723−10.7×Mn−16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr
… (3)
[7]上記[6]に記載の鋼板の製造方法は、前記応力付与工程を、40〜500℃で行ってもよい。
[8]上記[6]または[7]に記載の鋼板の製造方法は、前記熱間圧延工程において、仕上げ圧延開始温度が900℃以下であってもよい。
[9]上記[6]〜[8]のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法は、前記冷却工程後の前記冷延鋼板を、200〜490℃の温度域で30〜600秒保持する保持工程を更に備えてもよい。
また、本発明の上記態様の鋼板の製造方法によれば、成形性に優れ、且つプレス変形で生じる様々な変形後にも表面凹凸の発生が抑制される、高強度鋼板を製造することができる。
また、本実施形態に係る鋼板は、表層領域の金属組織が、体積分率で90%以上のフェライトを含み、前記表層領域において、前記フェライトの平均結晶粒径が1.0〜15.0μmであり、前記フェライトの、{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Sが0.30以上、3.50未満である集合組織が含まれる。
また、本実施形態に係る鋼板では、前記表層領域の前記強度比XODF{001}/{111},Sと、前記内部領域におけるフェライトの{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Iとが下記(1)式を満たし、前記表層領域の前記フェライトの前記平均結晶粒径が、前記内部領域の前記フェライトの平均結晶粒径よりも小さいことが好ましい。
−0.20<XODF{001}/{111},S−XODF{001}/{111},I<0.40 … (1)
[C:0.0015%以上、0.0400%以下]
C(炭素)は、鋼板の強度を高める元素である。また、C含有量の減少に伴い{111}集合組織が発達しやすくなる。所望の強度および集合組織を得るために、C含有量を0.0015%以上とする。好ましくは0.0030%以上、より好ましくは0.0060%以上である。
一方、C含有量が0.0400%超になると、鋼板の成形性が劣化する。そのため、C含有量を0.0400%以下とする。好ましくは、C含有量は0.0300%以下、より好ましくは0.0200%以下である。
Mn(マンガン)は、鋼板の強度を高める元素である。また、Mnは、鋼中のS(硫黄)をMnS等として固定することにより、熱間圧延時の割れを防ぐ元素でもある。これらの効果を得るため、Mn含有量を0.20%以上とする。好ましくは、0.30%以上である。
一方、Mn含有量が、1.50%を超えると、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大し、生産性が低下する。また、Mnの偏析が生じやすくなるので、焼鈍後に硬質相が凝集して成形後の表面の模様欠陥が生じやすくなる。そのため、Mn含有量を1.50%以下とする。好ましくは、1.30%以下、より好ましくは1.10%以下である。
P(リン)は鋼板の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため、P含有量を0.010%以上とする。好ましくは、0.015%以上、より好ましくは0.020%以上である。
一方、Pを過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延または冷間圧延時の割れが助長される上、鋼板の延性および溶接性が低下する。そのため、P含有量を0.100%以下とする。好ましくは、P含有量を0.080%以下とする。
Cr(クロミウム)は、鋼板の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため、Cr含有量を0.001%以上とする。好ましくは、0.050%以上である。
一方、Cr含有量が0.500%を超えると、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。また、合金コストが増大する。そのため、Cr含有量を0.500%以下とする。好ましくは、0.350%以下である。
Si(ケイ素)は、鋼の脱酸元素であり、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Si含有量が0.200%超となると、生産時におけるスケール剥離性が低下し、製品に表面欠陥が発生しやすくなる。また、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大し、生産性が低下する。さらに、鋼板の溶接性および変形能が低下する。そのため、Si含有量を0.200%以下に制限する。好ましくは0.150%以下である。
また、鋼の脱酸効果および強度の向上効果を確実に得るために、Si含有量を0.005%以上としてもよい。
S(硫黄)は、不純物である。Sを過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延によって伸張したMnSが生成され、鋼板の変形能が低下する。そのため、S含有量を0.020%以下に制限する。S含有量は少ない方が好ましいので、0%でもよいが、現行の一般的な精錬(二次精錬を含む)を考慮すると、S含有量を0.002%以上としてもよい。
Al(アルミニウム)は、鋼の脱酸元素である。しかしながら、sol.Al含有量が0.200%超となると、生産時におけるスケール剥離性が低下し、製品に表面欠陥が発生しやすくなる。また、鋼板の溶接性が低下する。そのため、sol.Al含有量を0.200%以下とする。好ましくは0.150%以下である。
また、鋼の脱酸効果を確実に得るために、sol.Al含有量を0.020%以上としてもよい。
N(窒素)は、不純物であり、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、N含有量を0.0150%以下に制限する。N含有量は少ない方が好ましいので、0%でもよい。しかしながら、現行の一般的な精錬(二次精錬を含む)を考慮すると、N含有量を0.0005%以上としてもよい。
Mo(モリブデン)は、鋼板の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため必要に応じて含有させる。上記効果を得る場合、Mo含有量を0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.010%以上とする。
一方、Mo含有量が0.500%を超えると、鋼板の変形能が低下する場合がある。また、合金コストが増大する。そのため、Mo含有量を0.500%以下とする。好ましくは、0.350%以下である。
B(ホウ素)、は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成する元素である。微細な炭窒化物は、鋼の析出強化、組織制御、細粒強化などに寄与する。そのため、Bを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、B含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。
一方、B含有量が0.0100%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の加工性(変形能)が低下する場合がある。また、Bを含有させることにより冷間圧延に供する鋼板の強度が増加するので、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。そのため、Bを含有させる場合、B含有量を0.0100%以下とする。
Nb(ニオブ)、は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成する元素である。微細なNbの炭窒化物は、鋼の析出強化、組織制御、細粒強化などに寄与する。そのため、Nbを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Nb含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
一方、Nb含有量が0.200%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。このため、Nbを含有させる場合でも、Nb含有量を0.200%以下とする。
Ti(チタニウム)、は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成する元素である。微細な炭窒化物は、鋼の析出強化、組織制御、細粒強化などに寄与する。そのため、Tiを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ti含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
一方、Ti含有量が0.200%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。このため、Tiを含有させる場合でも、Ti含有量を0.200%以下とする。
Ni(ニッケル)は、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。そのため、Niを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ni含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
一方、Ni含有量が過剰になると、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。また、Niを過剰に含有させると、合金コストが増大する。このため、Niを含有させる場合でも、Ni含有量を0.200%以下とする。
Cu(銅)は、オーステナイトを安定化させる元素であるので、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせることで、結晶粒を微細化させて強度の向上に寄与する。そのため、Cuを必要に応じて、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Cu含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
一方、Cu含有量が0.100%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。このため、Cuを含有させる場合でも、Cu含有量を0.100%以下とする。
本実施形態に係る鋼板では、板厚をtとしたとき、表面から板厚方向にt/4までの深さ範囲を2つの領域に分け、表面を始点として深さ方向に50μmの深さ位置を終点とする深さ範囲を表層領域、表層領域よりも鋼板の中心側の範囲を内部領域とする。なお、鋼板の板厚が0.20mm以下の場合は、表面から板厚方向にt/4までの深さの領域を表層領域、t/4からt/2までの深さの領域を内部領域と定義する。また、鋼板の板厚が0.40mm超の場合は、内部領域は、表面から板厚方向に50μm超の位置〜表面から板厚方向に100μmの位置までの範囲とすることが好ましい。
本発明者らが検討した結果、成形時の表面凹凸の発生は、ミクロな領域内での強度の不均一に起因する成形時の不均一変形によって生じることが分かった。特に、表面の凹凸の発生に関しては、表層領域の金属組織の影響が大きいことが分かった。そのため、本実施形態に係る鋼板では、表層領域の金属組織を以下のように制御する。
表層領域におけるフェライトの体積分率が90%未満であると、鋼板の成形後の表面品位が劣化し易くなる。そのため、フェライトの体積分率を90%以上とする。好ましくは、95%以上、また98%以上である。表層領域の金属組織は全てがフェライトであってもよいので、上限を100%としてもよい。
鋼板の板幅WのW/4位置もしくは3W/4位置(すなわち、鋼板のいずれかの幅方向端部から幅方向にW/4の位置)から金属組織(ミクロ組織)観察用の試料(サイズは、おおむね、圧延方向に20mm×幅方向に20mm×鋼板の厚さ)を採取し、光学顕微鏡を用いて表面から板厚1/4厚における金属組織(ミクロ組織)の観察を行い、鋼板の表面(めっきが存在する場合はめっき層を除いた表面)から50μmまでのフェライトの面積分率を算出する。試料の調整として、圧延直角方向(圧延方向に直角な方向)の板厚断面を観察面として研磨し、レペラー試薬にてエッチングする。
鋼板の板厚が0.20mm以下の場合は、表面から板厚方向にt/4までの深さの領域について上述の組織観察を行う。
フェライトの平均結晶粒径が15.0μmを超えると、成形後の外観が低下する。そのため、表層領域におけるフェライトの平均結晶粒径を15.0μm以下とする。好ましくは12.0μm以下とする。
一方、フェライトの平均結晶粒径が1.0μm未満では、フェライトの{001}方位を持つ粒子が凝集して生成されやすくなる。フェライトの{001}方位を持つ個々の粒子が小さくても、これらの粒子が凝集して生成すると、凝集した部分に変形が集中するため成形後の外観が低下する。そのため、表層領域におけるフェライトの平均粒径を1.0μm以上とする。好ましくは3.0μm以上、より好ましくは6.0μm以上である。
上記と同様に、レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面〜表面から板厚方向に板厚の1/4の位置までの領域において500倍の倍率にて10視野観察し、光学顕微鏡写真の鋼板の表面から50μm×200μmの領域を選択し、Adobe社製「Photoshop CS5」の画像解析ソフトを用いて上記と同様に画像解析を行い、フェライトが占める面積分率とフェライトの粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、フェライトが占める面積分率をフェライトの粒子数で除すことにより、フェライトの粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径をフェライトの平均結晶粒径とする。鋼板の板厚が0.20mm以下の場合は、光学顕微鏡写真のうち、鋼板の表面からt/4まで×200μmの領域を選択して、画像解析を行う。
表層領域において、フェライトの{001}方位と{111}方位との強度比(X線ランダム強度比の最大値の比)であるXODF{001}/{111},Sが0.30以上、3.50未満である集合組織が含まれることで、鋼板の成形後の外観が向上する。この理由は明らかではないが、フェライトの存在形態と結晶方位分布との相互作用による、表面における不均一変形の抑制によるものと考えられる。
XODF{001}/{111},Sが0.30未満であると、材料の結晶毎の方位分布と強度差とに起因した不均一変形が生じやすく、フェライトの{001}近傍方位への変形集中が顕著となる。一方、XODF{001}/{111},Sが3.50超となっても材料の結晶毎の方位分布と強度差とに起因した不均一変形が生じやすく、鋼板表面の凹凸が発達しやすくなる。
EBSD法に供する試料については、鋼板を機械研削により研磨し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に表面〜表面から板厚方向に板厚の1/4の位置までの範囲を含む板厚方向断面が測定面となるように試料を調整し、集合組織を測定する。板幅方向の試料採取位置については、W/4もしくは3W/4の板幅位置(鋼板の端面から鋼板の板幅の1/4の距離だけ離れた位置)近傍で試料を採取する。
本実施形態に係る鋼板では、上記の通り表層領域の金属組織を制御した上で、表面から板厚方向に50μm超の位置〜表面から板厚方向に板厚の1/4の位置(板厚をtとした場合:t/4)までの範囲(鋼板の板厚が0.20mm以下の場合は、t/4位置からt/2位置までの範囲)である内部領域の金属組織についても制御することが好ましい。
内部領域において、フェライトの{001}方位と{111}方位との強度比(X線ランダム強度比の最大値の比)であるXODF{001}/{111},Iが0.001以上、1.00未満である集合組織が含まれることで、鋼板の成形後の外観をより向上することができるので、好ましい。
表層領域のフェライトの強度比XODF{001}/{111},Sと、内部領域のフェライトの強度比XODF{001}/{111},Iとが下記(1)式を満たし、且つ表層領域のフェライトの平均結晶粒径が、内部領域のフェライトの平均結晶粒径よりも小さいと、表層領域において不均一変形がより抑制されるので、好ましい。
−0.20<XODF{001}/{111},S−XODF{001}/{111},I<0.40 … (1)
また、内部領域におけるフェライトの集合組織についても、上述のEBSD法を用いて、試料の表面から板厚方向に50μm超の位置〜表面から板厚方向に板厚の1/4の位置までの範囲を選択し、表層領域と同様の手法で解析することによって得ることができる。
鋼板の板厚が0.20mm以下の場合は、t/4位置からt/2位置までの範囲を選択して解析を行う。
本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定されない。しかしながら、外板部材に適用する場合、板厚が0.55mm超では、部材の軽量化への貢献が小さい。また、板厚が0.12mm未満では剛性が問題となる場合がある。そのため、板厚は、0.12〜0.55mmであることが好ましい。
鋼板の板厚は、鋼板コイルの長手方向の端部から板をサンプリングし、さらに端部から板幅方向に300mmの位置から板厚測定用のサンプルを取得し、マイクロメーターで計測することにより得る。
本実施形態に係る鋼板では、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、耐食性が向上するので好ましい。
適用するめっきとしては、特に限定されないが、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、Zn−Niめっき(電気合金亜鉛めっき)、Snめっき、Al−Siめっき、合金化電気亜鉛めっき、溶融亜鉛−アルミニウム合金めっき、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金−Siめっき鋼板、亜鉛蒸着Alめっきなどが例示される。
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法に関わらず上記の特徴を有していればその効果が得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
(i)上記の化学組成を有する鋼片を1000℃以上に加熱する加熱工程、
(ii)鋼片を、圧延終了温度が950℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程、
(iii)熱間圧延工程後の、熱延鋼板に、表面における残留応力であるσsが絶対値で100〜250MPaとなるように、応力を付与する応力付与工程、
(iv)応力付与工程後の熱延鋼板に、累積圧下率であるRCRが70〜90%である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程、
(v)冷延鋼板に、300℃〜下記(2)式を満足する均熱温度T1℃までの平均加熱速度が1.5〜10.0℃/秒となるように加熱した後、均熱温度T1℃で30〜150秒保持する焼鈍を行う焼鈍工程、
Ac1+550−25×ln(σs)−4.5×RCR ≦ T1 ≦ Ac1+550−25×ln(σs)−4×RCR … (2)
(ただし、上記式(2)中の前記Ac1は式(3)(Ac1=723−10.7×Mn−16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr)により表される。)
(vi)焼鈍工程後の冷延鋼板を、均熱温度T1℃〜650℃までの平均冷却速度が1.0〜10.0℃/秒となるように550〜650℃の温度域まで冷却した後、平均冷却速度が5〜500℃/秒となるように200〜490℃の温度域まで冷却する冷却工程。
また、微量に存在する硬質相の焼き戻し効果を得るために、さらに以下の工程を含む製造方法としてもよい。
(vii)冷却工程後の前記冷延鋼板を、200〜490℃の温度域で30〜600秒保持する保持工程。
以下、各工程について説明する。
加熱工程では、所定の化学組成を有する鋼片を、圧延に先立って、1000℃以上に加熱する。加熱温度が1000℃未満であると、続く熱間圧延において圧延反力が増加して、十分な熱間圧延が行えず、目的とする製品厚が得られない場合がある。または、板形状が悪化することにより巻き取ることができなくなる場合がある。
加熱温度の上限については限定する必要はないが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、鋼片加熱温度は1300℃未満とすることが好ましい。また、加熱工程に供する鋼片については限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造した鋼片を用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
熱間圧延工程では、加熱工程によって1000℃以上に加熱された鋼片を熱間圧延し、巻き取って熱延鋼板を得る。
圧延終了温度が950℃超であると、熱延鋼板の平均結晶粒径が大きくなり過ぎる。この場合、最終の製品板の平均結晶粒径も大きくなり、降伏強度の低下および成形後の表面品位の劣化の原因となるので、好ましくない。そのため、圧延終了温度を950℃以下とする。
また、鋼板の結晶粒径を微細化し、表面品位を高めるためには、仕上げ圧延開始温度を900℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、850℃以下である。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減する点で、圧延開始温度は700℃以上が好ましく、750℃以上がより好ましい。
また、巻取り工程における巻取り温度は結晶粒を微細化させるために、750℃以下が好ましく、650℃以下がより好ましい。また、冷間圧延に供する鋼板の強度を低減する点で、巻取り温度は450℃以上が好ましく、500℃以上がより好ましい。
応力付与工程では、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、表面における残留応力であるσsが絶対値で100〜250MPaとなるように、応力を付与する。例えば、熱間圧延、または酸洗後に表層研削ブラシを用いて熱延鋼板を研削することで応力を付与することができる。その際、研削ブラシの鋼板表面への接触圧を変化させ、ポータブル型X線残留応力測定装置を用い、表層残留応力をオンライン計測して、上記範囲内となるように制御すればよい。表面に上記範囲内となるように残留応力が付与された状態で、冷間圧延、焼鈍、冷却を行うことで、所望の集合組織を有するフェライトを有する鋼板が得られる。
熱延鋼板の表面に残留応力を付与する方法については上記の研削ブラシに限定されず、例えばショットブラストや機械加工などの表面研削を行う方法等もある。ただし、ショットブラストの場合、投射材の衝突によって表面に微細な凹凸が生じたり、投射材のかみこみによって続く冷間圧延等で疵が生じたりする虞がある。そのため、ブラシによる研削によって応力を付与する方が好ましい。
また、スキンパスのようなロールによる圧下では、鋼板の厚み方向全体に応力が付与されることになり、材料の表層のみに、所望の硬質相分布と集合組織とを得ることができない。
冷間圧延工程では、累積圧下率であるRCRが70〜90%である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。所定の残留応力が付与された熱延鋼板を上記の累積圧下率で冷間圧延することで、焼鈍、冷却後に、所望の集合組織を有するフェライトが得られる。
累積圧下率RCRが70%未満では、冷延鋼板の集合組織が十分に発達しないので、焼鈍後に所望の集合組織を得ることができない。また、累積圧下率RCRが90%超では、冷延鋼板の集合組織が過度に発達し、焼鈍後に所望の集合組織を得ることができない。また、圧延荷重が増大し、板幅方向の材質の均一性が低下する。さらに、生産の安定性も低下する。そのため、冷間圧延における累積圧下率RCRを70〜90%とする。
焼鈍工程では、Ac1、応力付与工程で付与された残留応力及び冷間圧延工程における累積圧下率RCRに応じた平均加熱速度で、均熱温度T1℃まで冷延鋼板を加熱した後、Ac1、応力付与工程で付与された残留応力及び冷間圧延工程における累積圧下率RCRに応じた均熱温度で、保持を行う。
具体的には、焼鈍工程では、冷延鋼板に、300℃〜下記(2)式を満足する均熱温度T1℃までの平均加熱速度が1.5〜10.0℃/秒となるように加熱した後、均熱温度T1℃で30〜150秒保持する焼鈍を行う。
ただし、上記式(2)中の前記Ac1は下記式(3)により表される。下記式(3)中の元素記号は当該元素の質量%での含有量であり、当該元素が含まれない場合は0を代入する。
Ac1=723−10.7×Mn−16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr … (3)
また、均熱温度T1が式(2)の左辺よりも低いと、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行せず、所望の集合組織を得ることができない。また、未再結晶粒と再結晶粒との強度差により成形時の不均一変形が助長されるため好ましくない。一方、均熱温度T1が式(2)の右辺よりも高いと、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行するが、結晶粒が粗大化し、所望の集合組織を得ることができないので好ましくない。
平均加熱速度は、(加熱終了温度−加熱開始温度)/(加熱時間)で求められる。
冷却工程では、焼鈍工程での均熱後の冷延鋼板を、冷却する。冷却に際しては、均熱温度T1℃〜650℃までの平均冷却速度が1.0〜10.0℃/秒となるように550〜650℃の温度域まで冷却した後、さらに、平均冷却速度が5〜500℃/秒となるように200〜490℃の温度域まで冷却する。
T1℃〜650℃までの平均冷却速度が1.0℃/秒未満であると、表層領域において所望の金属組織を得ることができない。一方、平均冷却速度が10.0℃超であると、フェライト変態が十分に進行せず、フェライトの所望の体積分率を得ることができない。
また、550〜650℃の温度域まで冷却した後の、該温度域から200〜490℃の温度域までの平均冷却速度が5℃/秒未満であると、フェライトにおいて所望の集合組織を得ることができない。一方、500℃/秒超とすることは設備制約上困難であるので、上限を500℃/秒とする。
平均冷却速度は、(冷却開始温度−冷却終了温度)/(冷却時間)で求められる。
200〜490℃まで冷却した後の冷延鋼板については、当該温度域で30〜600秒保持してもよい。
当該温度域で所定時間保持することで、微量に存在する硬質相の焼き戻し効果が得られるので、好ましい。
200〜490℃まで冷却した後の冷延鋼板、または保持工程後の冷延鋼板は、10℃/秒以上で室温まで冷却すればよい。
[合金化工程]
冷却工程後または保持工程後の冷延鋼板については、電気めっきを行って表面に電気めっき層を形成してもよい。電気めっき方法については特に限定されない。要求される特性(耐食性や密着性等)に応じて条件を決定すればよい。
また、電気めっき後の冷延鋼板を加熱し、めっき金属を合金化してもよい。
[合金化工程]
冷却工程後または保持工程後の冷延鋼板に対し、溶融亜鉛めっきを行って表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっき法については特に限定されない。要求される特性(耐食性や密着性等)に応じて条件を決定すればよい。
また、溶融亜鉛めっき後の冷延鋼板に熱処理を行って、めっき層を合金化してもよい。合金化を行う場合、冷延鋼板を400〜600℃の温度範囲で3〜60秒の熱処理を行うことが好ましい。
その後、コイルを巻き戻して、熱延鋼板に応力付与を行った。その際、表2に示す加工温度(鋼板温度)ポータブル型X線残留応力測定装置を用い、表層残留応力をオンライン計測しながら、表2に示す残留応力σsとなるように、研削ブラシの鋼板表面への接触圧を変化させた。その後、表2に示す累積圧下率RCRで冷間圧延を行って鋼板A1〜T1を得た。
表2の「熱延工程温度変化」は、熱延工程での温度変化(仕上圧延終了温度−仕上圧延開始温度)を示す。また、表2において、応力付与工程を行わなかった例(「鋼板温度」の欄に「*1」と記入された例)に残留応力σsが記入されているが、この残留応力σsは鋼板冷却時の冷却速度の不均一によって発生した残留応力であると考えられる。
得られた製品板について、圧延方向に対し垂直方向に切り出したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、引張強度を求めた。その結果、全ての発明例の製品板の引張強度は340MPa以上であった。
また、製造された製品板に対し、鋼板の表面性状評価を行った。
具体的には、製造した鋼板の表面を目視で観察し、表面性状を評価した。鋼板の表面性状の評価基準は、以下の通りとした。
A:模様発生なし(より望ましく、外装材として利用できる。)
B:許容できる微小な模様発生(外装材として利用できる。)
C:許容できない模様発生(部品として利用できるが、外装材として不可。)
D:顕著な模様欠陥(部品として利用できない。)
製造された製品板に対し、成形試験を行った。
成形に関しては、上記の表面性状を測定した鋼板に対して、深絞り試験機、φ50mmの円筒パンチ、およびφ54mmの円筒ダイを用いて、マルシニアック法による円筒絞り成形試験で圧延幅方向に10%の塑性ひずみを与えた。
成形により変形した部分から圧延幅方向100mm×圧延方向50mmの試験片を作成し、JIS B0633(2001)規格に準じて、JIS B0601(2001)に規定される断面曲線の算術平均高さPaを圧延方向と直角方向に計測した。なお、評価は成形により変形する部分で行い、評価長さは30mmとした。
また、成形した成形品の平坦部において、圧延幅方向100mm×圧延方向50mmの試験片を作成し、JIS B0633(2001)規格に準じて、JIS B0601(2001)に規定される断面曲線の算術平均高さPaを圧延方向と直角方向に計測した。評価長さは30mmとした。
成形品のPa、上記測定試験で得られた鋼板のPaを用いて粗さ増加量ΔPa(ΔPa=成形品のPa−鋼板のPa)を算出した。
A:ΔPa≦0.25μm(より望ましく、外装材として利用できる。)
B:0.25μm<ΔPa≦0.35μm(外装材として利用できる。)
C:0.35μm<ΔPa≦0.55μm(部品として利用できるが、外装材として不可。)
D:0.55μm<ΔPa(部品として利用できない。)
表面性状の総合評価基準は、上記2つの評価(鋼板の表面性状評価、成形後表面性状評価)において評点が低い側を総合評価とした。総合評価がCまたはDの場合、外装材または部品として使用できないとして不合格と判定した。
A:より望ましく、外装材として利用できる。
B:外装材として利用できる。
C:外装材として不可。
D:部品として利用できない。
図1を見ると、集合組織パラメータが本発明の範囲内(フェライトの、{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Sが0.30以上、3.50未満)である例は、成形後の表面性状が優れることが分かる。
Claims (9)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.0015%以上、0.0400%以下、
Mn:0.20%以上、1.50%以下、
P:0.010%以上、0.100%以下、
Cr:0.001%以上、0.500%以下、
Si:0.200%以下、
S:0.020%以下、
sol.Al:0.200%以下、
N:0.0150%以下、
Mo:0%以上、0.500%以下、
B:0%以上、0.0100%以下、
Nb:0%以上、0.200%以下、
Ti:0%以上、0.200%以下、
Ni:0%以上、0.200%以下、および
Cu:0%以上、0.100%以下
を含有し、残部が鉄および不純物からなり、
表層領域の金属組織が、体積分率で90%以上のフェライトを含み、
前記表層領域において、
前記フェライトの平均結晶粒径が1.0〜15.0μmであり、
前記フェライトの、{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Sが0.30以上、3.50未満である集合組織が含まれる
ことを特徴とする鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.001%以上、0.500%以下、
B:0.0001%以上、0.0100%以下、
Nb:0.001%以上、0.200%以下、
Ti:0.001%以上、0.200%以下、
Ni:0.001%以上、0.200%以下、および
Cu:0.001%以上、0.100%以下
のいずれか1種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 内部領域において、フェライトの{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Iが0.001以上、1.00未満である集合組織が含まれることを特徴とする請求項1または2に記載の鋼板。
- 前記強度比XODF{001}/{111},Sと、内部領域におけるフェライトの{001}方位と{111}方位との強度比XODF{001}/{111},Iとが下記(1)式を満たし、
前記表層領域の前記フェライトの前記平均結晶粒径が、前記内部領域の前記フェライトの平均結晶粒径よりも小さい
ことを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼板。
−0.20<XODF{001}/{111},S−XODF{001}/{111},I<0.40 … (1) - 表面にめっき層を有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼板。
- 請求項1に記載の鋼板の製造方法であって、
請求項1に記載の前記化学組成を有する鋼片を1000℃以上に加熱する加熱工程と、
前記鋼片を、圧延終了温度が950℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の、前記熱延鋼板に、表面における残留応力であるσsが絶対値で100〜250MPaとなるように、応力を付与する応力付与工程と、
前記応力付与工程後の前記熱延鋼板に、累積圧下率であるRCRが70〜90%である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に、300℃〜下記(2)式を満足する均熱温度T1℃までの平均加熱速度が1.5〜10.0℃/秒となるように加熱した後、前記均熱温度T1℃で30〜150秒保持する焼鈍を行う焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、前記均熱温度T1℃〜650℃までの平均冷却速度が1.0〜10.0℃/秒になるように550〜650℃の温度域まで冷却した後、平均冷却速度が5〜500℃/秒となるように200〜490℃の温度域まで冷却する冷却工程と、を備える、
ことを特徴とする鋼板の製造方法。
Ac1+550−25×ln(σs)−4.5×RCR ≦ T1 ≦ Ac1+550−25×ln(σs)−4×RCR … (2)
ただし、上記式(2)中の前記Ac1は下記式(3)により表される。下記式(3)中の元素記号は当該元素の質量%での含有量であり、当該元素が含まれない場合は0を代入する。
Ac1=723−10.7×Mn−16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr
… (3) - 前記応力付与工程を、40〜500℃で行う
ことを特徴とする請求項6に記載の鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延工程において、
仕上げ圧延開始温度が900℃以下であることを特徴とする請求項6または7に記載の鋼板の製造方法。 - 前記冷却工程後の前記冷延鋼板を、200〜490℃の温度域で30〜600秒保持する保持工程を更に備えることを特徴とする請求項6〜8のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
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