JPWO2016190397A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、冷間成形性と熱処理後延性に優れた鋼板と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:0.30〜1.00%、Mn:0.30〜1.00%、Al:0.001〜0.10%、P:0.0001〜0.02%、S:0.0001〜0.01%を含有し、残部がFe及び不純物からなる鋼板において、フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超え、フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、炭化物の平均粒子径が0.4μm以上2.0μm以下であり、パーライト面積率が6%以下であり、ビッカース硬さが120HV以上170HV以下であることを特徴とする。

Description

本発明は、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、製品品質の向上と安定化や、製造コストの低減を図るには、素材である炭素鋼板の加工性を向上させる必要がある。特に、駆動系部品を加工する場合、炭素鋼板が高速回転等により変形し、また、延性不足により破断することがあるので、熱処理後における延性が必要となる。
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素材として、炭素鋼板が用いられている。そして、これまで、炭素鋼板の加工性を改善する技術が幾つか提案されている。
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%以上の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を分散させた組織を有し、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。
これらの従来技術においては、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良くなることを前提としている。
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:単位面積あた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:単位面積あた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。
特許文献5に記載の技術は、ほぼ100%のパーライト組織を有する熱延板に適正な熱延板焼鈍を施すことにより、炭化物の球状化を促進するとともに、フェライトの粒成長を抑制して、炭化物の多くをフェライト結晶粒界上に存在させることを特徴としている。
特許文献6に記載の技術は、フェライトを主体とし、第二相を、マルテンサイト分率を低く抑え、セメンタイト等の炭化物を主体とする組織構成として、Siを積極活用することでフェライトの固溶強化による強度を確保し、フェライト自体の加工硬化能向上による延性の確保することを特徴としている。
特許文献7は、フェライト粒径を10μm以上に制御することによって、高周波焼き入れ性に優れた軟質中炭素鋼板を製造する技術を開示している。特許文献7に開示された製造方法は、600℃〜750℃まで加熱する箱焼鈍によって鋼板のフェライト粒を粗大化させて、鋼板の軟質化を図ることを特徴としている。
特許文献8に開示された鋼板は、C含有量の10〜50%が黒鉛化され、断面の鋼組織が、大きさ3μmの黒鉛粒子をC重量%×102個/mm2以上C重量%×103個/mm2以下含んだ、球状化セメンタイトの分散したフェライト相であることを特徴としている。特許文献8に開示された製造方法は、鋼板の黒鉛化の観点から、熱延板を600℃〜720℃の範囲で焼鈍することを特徴としている。
特許文献9に開示された鋼板は、面積率で90%以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30%以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下である組織を有することを特徴としている。
特許文献10に開示された鋼板は、鋼板表層から板厚方向200μmまでの領域において、(110)面が鋼板表面に対して±5°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が2.5以上であることを特徴としている。
特許第4465057号公報 特許第4974285号公報 特許第5197076号公報 特許第5194454号公報 特開2007−270330号公報 特開2012−36497号公報 特開2012−62496号公報 特開平8−120405号公報 特開2015−160986号公報 特開2015−117406号公報
特許文献1に記載の技術では、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と言われているので、硬さを低下させることができても、加工性には不利に作用する。
特許文献2及び3には、いずれも、粒界に析出する炭化物(「粒界炭化物」という。)の球状化率が低いことが加工性を悪化させる原因であることが記載されている。しかし、特許文献2及び3に記載の技術は、いずれも粒界炭化物の球状化率の向上による加工性の向上を課題としていない。特許文献4に記載の技術では、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乃至9には、フェライト粒界への炭化物の析出の促進という観点から焼鈍工程の条件が特定されていない。また、特許文献5乃至9には前記焼鈍工程後の冷却条件が特定されていないため、特許文献5乃至9に開示された製造方法では、焼鈍後に生成したオーステナイトがパーライトに変態して鋼板の硬さが増して、冷間成形性が低下するおそれがある。
特許文献10は、仕上げ圧延後の鋼板を400℃以上650℃未満の巻き取り温度で巻き取った後、680℃以上720℃以下の1回目の焼鈍と、730℃以上790℃以下で2回目の焼鈍を行い、2回目の焼鈍後に、セメンタイトの球状化率の観点から、20℃/hrの冷却速度で鋼板を焼鈍することを開示している。しかし、特許文献10の製造方法では、仕上げ圧延を600℃以上、Ae3−20℃未満で終了させているので、フェライト及びオーステナイトの2相域で鋼板を圧延することになる。そのため、圧延後にフェライト相とパーライト相が生成し、圧延後の鋼板中の炭化物の分散状態が不均一になり、硬さが上昇するおそれがある。
本発明は、従来技術を踏まえ、鋼板において、冷間成形性と熱処理後延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。
ここで、前記の冷間成形性は、鋼板を、冷間加工や冷間鍛造等で所要の形状に塑性変形させる際、欠陥のない所要の形状に容易に塑性変形し得る鋼板の変形能を意味する。また、前記の熱処理後延性は、熱処理後の鋼板の延性である。
上記の課題を解決し、駆動系部品等の素材に適した鋼板を得るためには、焼入れ性を高めるのに必要なCを含有した鋼板において、フェライトの粒径を大きくし、炭化物(主としてセメンタイト)を適切な粒径とし、パーライト組織を少なくすればよいことが理解できる。これは、以下の理由による。
フェライト相は硬度が低く、延性が高い。したがって、フェライトを主体とした組織で、その粒径を大きくすることにより、素材成形性を高めることが可能となる。
炭化物は、金属組織中に適切に分散させることにより、素材成形性を維持しつつ、優れた耐摩耗性や転動疲労特性を付与することができるので、駆動系部品にはなくてはならない組織である。また、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、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、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、同時に、鋼板の成形性も向上させる。
ただし、セメンタイトは硬くて脆い組織であり、フェライトとの層状組織であるパーライトの状態で存在すると、鋼が硬く、脆くなるので、球状で存在させる必要がある。冷間鍛造性や、鍛造時のき裂の発生を考慮すると、その粒径は適切な範囲である必要がある。
しかしながら、上記の組織を実現するための製造方法はこれまでに開示されていない。そこで、本発明者らは、上記の組織を実現するための製造方法について鋭意研究した。
その結果、熱間圧延後の巻取り後の鋼板の金属組織をラメラ間隔の小さい微細なパーライトまたは細かなフェライト中にセメンタイトが分散したベイナイト組織にするため、比較的低温(400℃〜550℃)で巻取る。比較的低温で巻取ることにより、フェライト中に分散したセメンタイトも球状化し易くなる。続いて、1段目の焼鈍としてAc1点直下の温度での焼鈍でセメンタイトを部分的に球状化する。次いで、2段目の焼鈍としてAc1点とAc3点間の温度(いわゆるフェライトとオーステナイトの二相域)での焼鈍で、フェライト粒の一部を残しつつ、一部をオーステナイト変態させる。その後緩冷却して残したフェライト粒を成長させつつ、そこを核にしてオーステナイトをフェライト変態させることにより、大きなフェライト相を得つつ粒界にセメンタイトを析出させ、上記組織の実現できることを見出した。
すなわち、焼入れ性と成形性を同時に満足する鋼板の製造方法は、熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても実現困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することにより実現可能であることを知見した。
このように、本発明者らは、成分組成を最適化した鋼板の冷間加工前の鋼板組織における炭化物の分散状態と熱延から焼鈍に至る一貫工程における製造条件とを連携して最適化することにより前記鋼板組織を制御して、適切な粒径の炭化物をフェライト粒界に析出させできることを見出した。
また、本発明者らは、フェライト粒径を5μm以上とし、ビッカース硬さを170以下とすれば、鋼板において、優れた冷間成形性と熱処理後延性を確保できることを見出した。
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:0.30〜1.00%、
Mn:0.30〜1.00%、
Al:0.001〜0.10%、
P :0.02%以下、
S :0.01%以下
を含有し、残部がFe及び不純物からなる鋼板において、
フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超え、
フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
炭化物の平均粒子径が0.4μm以上2.0μm以下であり、
パーライト面積率が6%以下であり、
ビッカース硬さが120HV以上170HV以下であることを特徴とする鋼板。
(2)前記鋼板が、さらに、質量%で、
N :0.01%以下、
O :0.02%以下
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)に記載の鋼板。
(3)前記鋼板が、さらに、質量%で、
Ti:0.10%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.50%以下、
B :0.01%以下、
Nb:0.10%以下、
V :0.10%以下、
Cu:0.10%以下、
W :0.10%以下、
Ta:0.10%以下、
Ni:0.10%以下、
Sn:0.05%以下、
Sb:0.05%以下、
As:0.05%以下、
Mg:0.05%以下、
Ca:0.05%以下、
Y :0.05%以下、
Zr:0.05%以下、
La:0.05%以下、
Ce:0.05%以下
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)又は(2)に記載の鋼板。
(4)前記(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼板を製造する製造方法であって、
(i)前記(1)〜(3)のいずれかに記載の成分組成の鋼片を、直接、又は、一旦冷却後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圧延を完了した熱延鋼板を400℃以上550℃以下で捲き取り、
(ii)巻き取った熱延鋼板を払い出し、酸洗を施した後、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、さらに、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段目の焼鈍を施す、2段ステップ型の焼鈍を施し、
(iii)上記焼鈍後の熱延鋼板を、1℃/時間以上30℃/時間以下に制御した冷却速度で650℃まで冷却し、次いで、室温まで冷却する
ことを特徴とする鋼板の製造方法。
(5)前記熱間圧延に供する鋼片の温度が1000〜1250℃であることを特徴とする前記(4)に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、冷間成形性と熱処理後延性に優れた鋼板とその製造方法を提供することができる。本発明鋼板は、熱処理後に高延性を有し、熱処理前の板成形性に優れており、繰返し応力が掛かる疲労部品、例えば自動車足廻り構造部品等に好適に利用することができる。
まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、%は、質量%を意味する。
[C:0.10〜0.40%]
Cは、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。冷間成形時、鋼板表面に梨地が発生することを抑制し、冷間成形品の表面美観を確保するためには、フェライト粒の粗大化を抑制する必要がある。0.10%未満では、炭化物の体積率が不足し、焼鈍中、フェライト粒の粗大化を抑制できないので、Cは0.10%以上とする。好ましくは0.14%以上である。一方、Cが0.40%を超えると、炭化物の体積率が増加し、冷間成形性及び熱処理後延性が低下するので、Cは0.40%以下とする。好ましくは0.38%以下である。
[Si:0.30〜1.00%]
Siは、炭化物の形態に影響を及ぼし、熱処理後の延性の向上に寄与する元素である。フェライト粒内の炭化物の個数を低減し、フェライト粒界の炭化物の個数を増大するためには、2段ステップ型の焼鈍(以下「2段焼鈍」ということがある。)により、焼鈍中にオーステナイト相を生成させ、一旦、炭化物を溶解した後、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が0.30%未満であると、添加による前記効果が十分に得られないので、Siは0.30%以上とする。好ましくは0.35%以上である。一方、1.00%を超えると、フェライトの固溶強化により硬さが上昇して冷間成形性が低下し、割れが発生し易くなる他、A3点が上昇して、焼入温度を高くする必要があるので、Siは1.00%以下とする。好ましくは0.90%以下である。
[Mn:0.30〜1.00%]
Mnは、2段焼鈍において、炭化物の形態を制御する元素である。0.30%未満では、2段焼鈍後の徐冷において、フェライト粒界に、炭化物を生成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大し、冷間成形性が低下するので、Mnは1.00%以下とする。好ましくは0.96%以下である。
[Al:0.001〜0.10%]
Alは、脱酸剤として作用するとともに、フェライトを安定化する元素である。0.001%未満では、添加による前記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、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Alは0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下である。
[P:0.02%以下]
Pは、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界における炭化物の生成を抑制する作用をなす元素である。それ故、Pの含有量は、少ないほど好ましく、0%でも良いが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、0.0001%以上としても良い。Pの含有量は0.0013%以上であっても良い。一方、Pが0.02%を超えると、フェライト粒界における炭化物の生成が抑制されて、炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Pは0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下である。
[S:0.01%以下]
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、冷間成形時に割れの起点となるので、Sは、少ないほど好ましく、0%でも良いが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、0.0001%以上としても良い。Sの含有量は0.0012%以上としても良い。一方、0.01%を超えると、非金属介在物が生成し、冷間成形性が低下するので、Sは0.01%以下とする。好ましくは0.009%以下である。
本発明鋼板は、上記元素の他、次の元素を含有してもよい。
[N:0.01%以下]
Nは、多量に存在すると、フェライトを脆化させる元素である。それ故、Nは、少ないほど好ましく、Nの含有量は0でも良いが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、0.0001%以上として良い。Nの含有量は0.0006%以上としても良い。一方、0.01%を超えると、フェライトが脆化し、冷間成形性が低下するので、Nは0.01%以下とする。好ましくは0.007%以下である。
[O:0.02%以下]
Oは、多量に存在すると、粗大な酸化物を形成する元素である。それ故、Oは、少ないほど好ましく、0%でも良いが、0.0001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、0.0001%以上として良い。Oの含有量は0.0011%以上として良い。一方、0.02%を超えると、鋼中に粗大な酸化物が生成し、冷間成形時に割れの起点となるので、Oは0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下である。
本発明鋼板においては、上記元素の他、さらに、次の元素を、1種又は2種以上含有してもよい。尚、以下の元素は、本発明の効果を得るために必須ではないので、含有量は0%でもよい。
[Ti:0.10%以下]
Tiは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。0.001%未満では、添加による効果が十分に得られないので、Tiは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.005%以上である。一方、0.10%を超えると、粗大なTi窒化物が生成し、冷間成形性が低下するので、Tiは0.10%以下とする。好ましくは0.07%以下である。
[Cr:0.50%以下]
Crは、焼入れ性の向上に寄与する一方で、炭化物に濃化して炭化物を安定化し、オーステナイト相内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得られないので、Crは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.007%以上である。一方、0.50%を超えると、オーステナイト相内で安定な炭化物が生成し、焼入れ時に炭化物の溶解が遅れ、所要の焼入れ強度が得られないので、Crは0.50%以下とする。好ましくは0.48%以下である。
[Mo:0.50%以下]
Moは、Mnと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して延性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加による効果が得られないので、Moは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.017%以上である。一方、0.50%を超えると、r値の面内異方性が低下し、冷間成形性が低下するので、Moは0.50%以下とする。好ましくは0.45%以下である。
[B:0.01%以下]
Bは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。0.0004%未満では、添加による効果が得られないので、Bは0.0004%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.0010%以上である。一方、0.01%を超えると、粗大なB化物が生成し、冷間成形性が低下するので、Bは0.01%以下とする。好ましくは0.008%以下である。
[Nb:0.10%以下]
Nbは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、また、組織を微細化して延性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加による効果が得られないので、Nbは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.002%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なNb炭化物が多数生成して、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が低下し、冷間成形性が低下するので、Nbは0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下である。
[V:0.10%以下]
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、組織を微細化して延性の向上に寄与する元素である。0.001%未満では、添加による効果が得られないので、Vは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.004%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なV炭化物が多数生成して、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が低下し、冷間成形性が低下するので、Vは0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下である。
[Cu:0.10%以下]
Cuは、フェライト粒界に偏析する元素であり、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、強度向上の効果が得られないので、Cuは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.004%以上である。一方、0.10%を超えると、フェライト粒界への偏析が赤熱脆性を招き、熱間圧延での生産性が低下するので、0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下である。
[W:0.10%以下]
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、添加による効果が得られないので、Wは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.003%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なW炭化物が多数生成して強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Wは0.10%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
[Ta:0.10%以下]
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、添加による効果が得られないので、Taは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.007%以上である。一方、0.10%を超えると、微細なTa炭化物が多数生成し、強度が上昇しすぎるとともに、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Taは0.10%以下とする。好ましくは、0.09%以下である。
[Ni:0.10%以下]
Niは、延性の向上に有効な元素である。0.001%未満では、添加による効果が得られないので、Niは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.002%以上である。一方、0.10%を超えると、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Niは0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下である。
[Sn:0.05%以下]
Snは、鋼原料から不可避的に混入する元素である。それ故、Snは、少ないほど好ましいので、0%であっても良いが、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、Snは0.001%以上としても良い。Snの含有量は、0.002%以上としても良い。一方、0.05%を超えると、フェライトが脆化して、冷間成形性が低下するので、Snは0.05%以下とする。好ましくは、0.04%以下である。
[Sb:0.05%以下]
Sbは、Snと同様に、鋼原料から不可避的に混入して、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数を低減する元素である。それ故、Sbは、少ないほど好ましいので、0%であっても良い。但し、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、Sbは0.001%以上としても良い。Sbの含有量は0.002%以上としても良い。一方、0.05%を超えると、Sbがフェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Sbは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
[As:0.05%以下]
Asは、Sn、Sbと同様に、鋼原料から不可避的に混入し、フェライト粒界に偏析する元素である。それ故、Asは、少ないほど好ましいので、0%であっても良い。但し、0.001%未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加するので、Asは0.001%以上としても良い。好ましくは0.002%以上としても良い。一方、0.05%を超えると、Asがフェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Asは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
[Mg:0.05%以下]
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、添加による効果が得られないので、Mgは0.0001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.0008%以上である。一方、0.05%を超えると、フェライトが脆化し、冷間成形性が低下するので、Mgは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
[Ca:0.05%以下]
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、添加による効果が得られないので、Caは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.003%以上である。一方、0.05%を超えると、粗大なCa酸化物が生成し、冷間成形時に割れの起点となるので、Caは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
[Y:0.05%以下]
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、添加による効果が得られないので、Yは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.003%以上である。一方、0.05%を超えると、粗大なY酸化物が生成し、冷間成形時に割れの起点となるので、Yは0.05%以下とする。好ましくは0.03%以下である。
[Zr:0.05%以下]
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、添加による効果が得られないので、Zrは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.004%以上である。一方、0.05%を超えると、粗大なZr酸化物が生成し、冷間成形時に割れの起点となるので、Zrは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
[La:0.05%以下]
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、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数を低減する元素でもある。0.001%未満では、硫化物の形態制御効果が得られないので、Laは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.003%以上である。一方、0.05%を超えると、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Laは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
[Ce:0.05%以下]
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、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数を低減する元素でもある。0.001%未満では、硫化物の形態制御効果が得られないので、Ceは0.001%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.003%以上である。一方、0.05%を超えると、フェライト粒界に偏析し、フェライト粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、Ceは0.05%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
なお、本発明鋼板において、上記成分組成の残部はFe及び不可避不純物である。
本発明鋼板においては、上記成分組成に加え、(a)フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超え、(b)フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、(c)炭化物の平均粒子径が0.4μm以上2.0μm以下であり、(d)パーライト面積率が6%以下であり、(e)ビッカース硬さが120HV以上170HV以下であることを特徴要件とする。
本発明鋼板は、上記成分組成に加え、上記(a)乃至(e)の特徴要件を備えることにより、優れた冷間成形性と熱処理後延性を有することができる。このことは、本発明者らが見いだした新規な知見である。以下、説明する。
[特徴要件(a)]
本発明鋼板の組織は、実質的に、フェライトと炭化物で構成される組織である。そして、フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超える組織とする。
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原子を、Mn、Cr等の合金元素で置換した化合物や、合金炭化物(M236、M6C、MC等[M:Fe、及び、その他合金として添加した金属元素])である。
鋼板を所定の形状に成形する際、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。冷間成形性を向上させるためには、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、隣接の結晶粒に連続的に伝播する現象として理解される。よって、剪断帯の形成を抑制するには、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、結晶粒界を越えるすべりの伝播を防止して、剪断帯の形成を抑制することができ、冷間成形性を向上させることが可能となる。
理論及び原則に基づくと、冷間成形性は、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、その高精度な測定が求められる。しかし、3次元空間におけるフェライト粒界の炭化物の被覆率の測定には、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。
本発明者らは、上記観察手法を一般的な分析手法ではないとして採用せず、より簡便で精度の高い評価指標を探索した。その結果、フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)を指標とすれば、冷間成形性を定量的に評価できること、及び、前記比率(B/A)が1を超えると、冷間成形性が著しく向上することを見出した。
鋼板の冷間成形時に起きる、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ので、フェライト粒界に炭化物を存在させることにより、剪断帯の形成及び歪の局所化が緩和され、座屈、折込み、たたみ込みの発生が抑制される。
[特徴要件(b)]
焼鈍後の鋼板組織において、フェライト粒径を5μm以上とすることで、冷間成形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、冷間成形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、フェライト粒径が50μmを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界の炭化物の個数が減少し、冷間成形性が低下するので、フェライト粒径は50μm以下とする。好ましくは38μm以下である。
[特徴要件(c)]
本発明鋼板の組織に含有される炭化物の平均粒子径が0.4μm未満であると、鋼板の硬さが著しく増加し、冷間成形性が低下するので、前記炭化物の平均粒子径は0.4μm以上とする。好ましくは0.6μm以上である。一方、本発明鋼板の組織に含有される炭化物の平均粒子径が2.0μmを超えると、冷間成形時に炭化物が亀裂の起点となるので、前記炭化物の平均粒子径は2.0μm以下とする。好ましくは1.95μm以下である。
[特徴要件(d)]
パーライト面積率が6%を超えると、鋼板の硬さが著しく増加し、冷間成形性が低下するので、パーライト面積率は6%以下とする。好ましくは5%以下である。
[特徴要件(e)]
鋼板のビッカース硬さを120HV以上170HV以下とすることで、冷間成形性を向上させることができる。ビッカース硬さが120HV未満であると、冷間成形時に座屈が発生し易くなるので、ビッカース硬さは120HV以上とする。好ましくは130HV以上である。一方、ビッカース硬さが170HVを超えると、延性が低下し、冷間成形時に内部割れが起き易くなるので、ビッカース硬さは170HV以下とする。好ましくは160HV以下である。
続いて、上記組織の観察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、組織観察用の試料を、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する。観察の倍率は、3000倍の中で、フェライトと炭化物の組織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の複数の視野をランダムに撮影する。例えば、互いに重複しない領域を8枚以上撮影する。
得られた組織画像について、炭化物の面積を測定する。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。炭化物の面積の測定には、画像解析ソフト(例えば、三谷商事株式会社製Win ROOF)を用いて、解析領域に含まれる炭化物の面積を詳細に測定しても良い。なお、ノイズによる測定誤差の拡大を抑えるため、面積が0.01μm2以下の炭化物は評価の対象から除外する。
前述の組織画像を用いてフェライト粒界に存在する炭化物の個数を計数し、全炭化物数から、フェライト粒界の炭化物の数を引算し、フェライト粒内の炭化物の個数を算出する。計数及び算出した炭化物の個数に基づいて、フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)を算出する。尚、面積が0.01μm2以下の炭化物は、カウントしない。
フェライト粒径は、前述の手順で、試料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、エッチングした組織を、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ことができる。
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、熱間圧延工程の条件、捲き取り工程の条件及び2段焼鈍工程の条件を一貫して連携管理し、鋼板の組織制御を行なうことを特徴とする。
所要の成分組成の溶鋼を連続鋳造した鋼片を、直接、又は、一旦冷却後加熱して熱間圧延に供し、800℃以上900℃以下の温度域で、前記熱間圧延の仕上げ圧延を完了する。このような熱間圧延を上記鋼片に施すことで、微細パーライトとベイナイトからなる鋼板組織を得ることができる。
前記仕上げ圧延を完了した熱延鋼板を400℃以上550℃以下の温度域で捲き取る。捲き取った熱延鋼板を払い出し、酸洗を施した後、2段焼鈍を施し、焼鈍後、1℃/時間以上30℃/時間以下に制御した冷却速度で650℃まで冷却し、次いで、室温まで冷却する。
前記2段焼鈍工程は、熱延鋼板を、1段目の焼鈍工程において、650℃以上720℃以下の温度域で3時間以上60時間以下保持し、2段目の焼鈍工程において、725℃以上790℃以下の温度域で3時間以上50時間以下保持する焼鈍工程である。
以下に、熱間圧延工程(特に、仕上げ圧延工程)及び捲き取り工程について詳細に説明する。
[熱間圧延工程]
鋼片を一旦冷却後加熱して熱間圧延に供する場合、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。鋼片を、直接、熱間圧延に供する場合、鋼片温度は1000℃以上1250℃以下が好ましい。
鋼片温度又は鋼片加熱温度が1250℃を超え、又は、鋼片加熱時間が3時間を超えると、鋼片表層からの脱炭が著しく、焼入れ前の加熱時に、鋼板表層のオーステナイト粒が異常に成長し冷間成形性が低下する。このため、鋼片温度又は鋼片加熱温度は1250℃以下が好ましく、鋼片加熱時間は3時間以下が好ましい。より好ましくは1200℃以下、2.5時間以下である。
鋼片温度又は鋼片加熱温度が1000℃未満であり、又は、鋼片加熱時間が0.5時間未満であると、鋳造で生成したミクロ偏析やマクロ偏析が解消せず、鋼片内部に、SiやMn等の合金元素が局所的に濃化した領域が残存し冷間成形性が低下する。このため、鋼片温度又は鋼片加熱温度は1000℃以上が好ましく、鋼片加熱時間は0.5時間以上が好ましい。より好ましくは1050℃以上、1時間以上である。
[熱間圧延における仕上げ圧延工程]
熱間圧延の仕上げ圧延は、800℃以上900℃以下の温度域で完了する。仕上げ温度が800℃未満であると、鋼板の変形抵抗が増加して、圧延負荷が著しく上昇し、また、ロール磨耗量が増大して、生産性が低下する。そのため、本発明において仕上げ温度は800℃以上とする。好ましくは830℃以上である。
仕上げ温度が900℃を超えると、Run Out Table(ROT)を通過中に分厚いスケールが生成し、このスケールに起因して、鋼板表面に疵が発生し、冷間成形時に、疵を起点として亀裂が発生する。このため、仕上げ温度は900℃以下とする。好ましくは870℃以下である。
[仕上げ圧延後、熱延鋼板の捲き取り工程までの温度条件]
仕上げ圧延後の熱延鋼板をROTで冷却する際、冷却速度は10℃/秒以上100℃/秒以下が好ましい。冷却速度が10℃/秒未満であると、冷却途中に分厚いスケールが生成し、それに起因する疵の発生を抑制できないので、冷却速度は10℃/秒以上が好ましい。より好ましくは15℃/秒以上である。
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すると、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。捲き取り後、100℃〜室温に冷却された熱延鋼板コイルを払い出す際、低温変態組織に微小クラックが発生する。この微小クラックを、酸洗で取り除くことは難しい。そして、冷間成形時に、微小クラックを起点に亀裂が発生する。最表層部に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のを抑制するため、冷却速度は100℃/秒以下が好ましい。より好ましくは90℃/秒以下である。
なお、上記冷却速度は、仕上げ圧延後の熱延鋼板が無注水区間を通過後、注水区間で水冷却を受ける時点から、捲取りの目標温度まで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、注水開始点から捲取機により捲取られる温度までの平均冷却速度を示すものではない。
[捲き取り工程]
捲取温度は400℃以上550℃以下とする。捲取温度が400℃未満であると、捲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、熱延鋼板コイルの払い出し時に、熱延鋼板の表層にクラックが発生し、冷間成形性が低下する。上記変態を抑制するため、捲取温度は400℃以上とする。好ましくは430℃以上である。
捲取温度が550℃を超えると、ラメラ間隔の大きなパーライトが生成し、熱的安定性の高い、分厚い針状炭化物が生成する。この針状炭化物は2段焼鈍後も残留する。鋼板の冷間成形時、この針状炭化物を起点として亀裂が発生するので、捲取温度は550℃以下とする。好ましくは520℃以下である。
以下に、本発明製造方法の2段焼鈍工程について更に詳細に説明する。
熱延鋼板コイルを払い出し、酸洗を施した後、2つの温度域に保持する2段ステップ型の焼鈍(2段焼鈍)を施す。熱延鋼板に2段焼鈍を施すことにより、炭化物の安定性を制御して、フェライト粒界における炭化物の生成を促進するとともに、フェライト粒界の炭化物の球状化率を高めることができる。尚、熱延鋼板コイルを払い出し後、2段焼鈍工程及び2段焼鈍工程後の冷却工程が完了するまで、前記熱延鋼板を冷間圧延しない。冷間圧延によって、フェライト粒が細粒化されて、鋼板が軟質化され難くなり、鋼板のビッカース硬さが120HV以上170HV以下にならないおそれがある。
[1段目の焼鈍工程]
1段目の焼鈍は、AC1点以下の温度域で行なう。この焼鈍により、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、徐冷して、オーステナイト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。
徐冷により、オーステナイト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い、最終的に、鋼板組織を、フェライトの粒界に球状化炭化物が多数存在する組織にすることができる。
C1点以上A3点以下の温度域での保持の際、残留炭化物が少ないと、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。パーライト、及び、棒状炭化物、板状炭化物が生成すると、鋼板の冷間成形が著しく低下する。したがって、AC1点以上A3点以下の温度域での保持で、残留炭化物の個数を増加することが、冷間成形性を向上させるうえで重要である。
前述の1段目の焼鈍工程で形成する鋼板組織においては、AC1点未満の温度域で、炭化物の熱的安定化が促進されるので、前述のAC1点以上A3点以下の温度域での保持で、残留炭化物の個数の増加を図ることができる。
1段目の焼鈍における焼鈍温度(1段目焼鈍温度)は650℃以上720℃以下とする。1段目焼鈍温度が650℃未満であると、炭化物の安定化が十分でなく、2段目の焼鈍時に、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。このため、1段目焼鈍温度は650℃以上とする。好ましくは670℃以上である。一方、1段目焼鈍温度が720℃を超えると、炭化物の安定性が上昇する前にオーステナイトが生成し、前述の組織変化の制御が難しくなるので、1段目焼鈍温度は720℃以下とする。好ましくは700℃以下である。
1段目の焼鈍における焼鈍時間(1段目焼鈍時間)は3時間以上60時間以下とする。1段目焼鈍時間が3時間未満であると、炭化物の安定化が十分ではなく、2段目の焼鈍時に、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。このため、1段目焼鈍時間は3時間以上とする。好ましくは5時間以上である。一方、1段目焼鈍時間が60時間を超えると、炭化物のより安定化は見込めず、さらに、生産性が低下するので、1段目焼鈍時間は60時間以下とする。好ましくは55時間以下である。
[2段目の焼鈍工程]
2段目の焼鈍における焼鈍温度(2段目焼鈍温度)は725℃以上790℃以下とする。2段目焼鈍温度が725℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、フェライト粒界における炭化物の個数(B)が低下する。このため、2段目焼鈍温度は725℃以上とする。好ましくは715℃以下である。一方、2段目焼鈍温度が790℃を超えると、炭化物をオーステナイトに残存させることが困難となり、前述の組織変化の制御が難しくなるので、2段目焼鈍温度は790℃以下とする。好ましくは770℃以下である。
2段目の焼鈍における焼鈍時間(2段目焼鈍時間)は3時間以上50時間以下とする。2段目焼鈍時間が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、フェライト粒界の炭化物の個数を増加させることが困難となる。このため、2段目焼鈍時間は3時間以上とする。好ましくは6時間以上である。一方、2段目焼鈍時間が50時間を超えると、炭化物をオーステナイトに残存させることが困難となるので、2段目焼鈍時間は50時間以下とする。好ましくは45時間以下である。
2段焼鈍の後、鋼板を、1℃/時間以上30℃/時間以下に制御した冷却速度で650℃まで冷却する。2段目の焼鈍で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、オーステナイトに残存した炭化物へ炭素を吸着させる。冷却速度は遅い方が好ましいが、1℃/時間未満では、冷却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℃/時間以上である。
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、鋼板の硬さが増して、冷間成形性が低下するので、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。
焼鈍後の鋼板を、上記冷却速度で650℃まで冷却した後は、室温まで冷却する。室温までの冷却において、冷却速度は特に限定されない。
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。箱焼鈍は、箱型焼鈍炉を用いて行っても良い。また、2段焼鈍における雰囲気は、特に、特定の雰囲気に限定されない。例えば、95%以上窒素の雰囲気、95%以上水素の雰囲気、大気雰囲気のいずれの雰囲気でもよい。
以上説明したように、本発明製造方法によれば、実質的に、粒径5μm以上50μm以下のフェライトと球状化炭化物の組織を有し、フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超え、さらに、ビッカース硬さが120HV以上170HV以下の、冷間成形性と熱処理後延性に優れる鋼板を得ることができる。
次に、実施例の実施例について説明するが、実施例での条件は、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、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
(実施例1)
成分組成の影響を調べるため、表1−1、表1−2(本発明鋼板の成分組成)及び表2−1、表2−2(比較鋼板の成分組成)に示す成分組成の連続鋳造鋳片(鋼片)に対して、以下の条件で熱間圧延工程から2段焼鈍工程までの工程を実施して、表3に示される特性評価用の試料(発明鋼A−1〜Z−1及び比較鋼AA−1〜AZ−1)を作製した。尚、表1−1、表1−2のNo.A〜Zの鋼片は、いずれも本発明鋼板の成分組成を有して。一方、表2−1、表2−2のNo.AA〜AZの鋼片の成分組成は、いずれも本発明鋼板の成分組成の範囲外である。
すなわち、表1及び表2に示す成分組成のそれぞれの鋼片を1240℃で1.8時間加熱した後、熱間圧延に供し、仕上げ温度820℃にて仕上げ圧延を完了した。その後、その後、ROT上で45℃/秒の冷却速度で冷却し、捲取温度510℃にて捲き取りを行って熱延鋼板コイルを製造した。次に、前記熱延鋼板コイルを払い出し、酸洗後、1段目の焼鈍を行うために酸洗後の熱延鋼板コイルを箱型焼鈍炉に装入し、95%水素及び5%窒素を含むように焼鈍雰囲気を制御して、室温から705℃に加熱し36時間保持して、熱延鋼板コイル内の温度分布を均一化した。その後、2段目の焼鈍を行うために760℃まで加熱して10時間保持し、その後、650℃まで、10℃/時間の冷却速度で冷却し、次いで、室温まで炉冷し、特性評価用の試料を作製した。
上記試料の組織を、前述した方法で観察し、フェライト粒径、及び、炭化物の個数を測定した。次いで、上記試料を雰囲気焼鈍炉に装入し、950℃で、20分保定し、保定後、50℃の油冷を行った。その後、硬さが400HVになるように焼戻しを行った。熱処理後延性は、焼鈍理後の試料の表面を検索し、板厚2mmのJIS5号試験片を作製し、室温で引張試験を行って求めた。標点間距離を50mmとし、試験速度3mm/minにて引張試験を行った。10%以上を良好とした。
表3に、フェライト粒径(μm)、ビッカース硬さ(HV)、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(粒界炭化物数/粒内炭化物数)、及び、熱処理後延性(%)を示す。
表3に示すように、本発明鋼板(A−1〜Z−1)においては、いずれも、ビッカース硬さが170HV以下であり、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(粒界炭化物数/粒内炭化物数)が1を超えている。硬さは冷間成形性の指標であることから、本発明鋼板(A−1〜Z−1)は、冷間成形性に優れていることが解る。
これに対して、比較鋼板AA−1においてはSi量が多く、比較鋼板AB−1においてはC量が多く、比較鋼板AD−1においてはMn量が多く、いずれにおいても、ビッカース硬さが170HVを超えている。
比較鋼板AH−1においてC量が少なく、A3点が高いため、焼入が不可能であった。比較鋼板AE−1においてはSi量が少なく、ビッカース硬さが120HV未満となっただけでなく、熱処理後延性が低下した。他の比較鋼板においては、成分組成が、本発明鋼板の成分組成の範囲外であるため、熱処理後延性が低下している。
(実施例2)
熱間圧延の仕上げ圧延、鋼板の捲取工程及び2段焼鈍工程のそれぞれの条件の影響を調べるため、以下のようにNo.A−2〜Z−2の試験用鋼板を作製した。すなわち、まず、表1−1及び表1−2に示す成分組成の鋼片No.A〜Zのそれぞれを、1240℃で1.8時間加熱した後、熱間圧延に供し、表4に示す条件で、熱間圧延の仕上げ圧延を完了し、その後、ROT上で45℃/秒の冷却速度で冷却し、表4に示す捲取温度で捲き取り、板厚3.0mmの熱延鋼板コイルを製造した。
前記熱延鋼板コイルを酸洗後、表4に示す焼鈍条件で、2段ステップ型の箱焼鈍を施した。焼鈍後の熱延鋼板から、板厚3.0mmの特性評価用の資料を採取し、フェライト粒径(μm)、ビッカース硬さ(HV)、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(粒界炭化物数/粒内炭化物数)、及び、熱処理後延性(%)を測定した。結果を、表5に示す。
表5に示すように、本発明鋼板においては、いずれも、ビッカース硬さが170HV以下であり、フェライト粒内の炭化物個数に対するフェライト粒界の炭化物個数の比率が1を超えている。硬さは冷間成形性の指標であることから、本発明鋼板はいずれも、冷間成形性に優れていることが解る。さらに、本発明鋼板はいずれも、10%以上の熱処理後延性を有するので、熱処理後延性に関して良好であることが解る。
これに対して、比較鋼板においては、製造条件が、本発明製造方法の製造条件の範囲外であることから、ビッカース硬さが上昇している。また、一部の比較鋼板においては、粒界炭化物数/粒内炭化物数も低下している。
前述したように、本発明によれば、冷間成形性と熱処理後延性に優れた鋼板とその製造方法を提供することができる。よって、本発明は、鋼板製造及び利用産業において利用可能性が高いものである。
(1)成分組成が、質量%で、
C :0.10〜0.40%、
Si:0.30〜1.00%、
Mn:0.30〜1.00%、
Al:0.001〜0.10%、
P :0.02%以下、
S :0.01%以下
N :0.01%以下
を含有し、残部がFe及び不純物からなる鋼板において、
フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超え、
フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
炭化物の平均粒子径が0.4μm以上2.0μm以下であり、
パーライト面積率が6%以下であり、
ビッカース硬さが120HV以上170HV以下であることを特徴とする鋼板。
(2)前記鋼板が、さらに、質量%で
:0.02%以下
含有することを特徴とする前記(1)に記載の鋼板。

Claims (5)

  1. 成分組成が、質量%で、
    C :0.10〜0.40%、
    Si:0.30〜1.00%、
    Mn:0.30〜1.00%、
    Al:0.001〜0.10%、
    P :0.02%以下、
    S :0.01%以下
    を含有し、残部がFe及び不純物からなる鋼板において、
    フェライト粒内の炭化物の個数(A)に対するフェライト粒界の炭化物の個数(B)の比率(B/A)が1を超え、
    フェライト粒径が5μm以上50μm以下であり、
    炭化物の平均粒子径が0.4μm以上2.0μm以下であり、
    パーライト面積率が6%以下であり、
    ビッカース硬さが120HV以上170HV以下であることを特徴とする鋼板。
  2. 前記鋼板が、さらに、質量%で、
    N :0.01%以下、
    O :0.02%以下
    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に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板が、さらに、質量%で、
    Ti:0.10%、
    Cr:0.50%、
    Mo:0.50%、
    B :0.01%、
    Nb:0.10%、
    V :0.10%、
    Cu:0.10%、
    W :0.10%、
    Ta:0.10%、
    Ni:0.10%、
    Sn:0.05%、
    Sb:0.05%、
    As:0.05%、
    Mg:0.05%、
    Ca:0.05%、
    Y :0.05%、
    Zr:0.05%、
    La:0.05%、
    Ce:0.05%
    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又は2に記載の鋼板。
  4. 請求項1乃至3のいずれか1項に記載の鋼板を製造する製造方法であって、
    (i)請求項1乃至3のいずれか1項に記載の成分組成の鋼片を、直接、又は、一旦冷却後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圧延を完了した熱延鋼板を400℃以上550℃以下で捲き取り、
    (ii)巻き取った熱延鋼板を払い出し、酸洗を施した後、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、さらに、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段目の焼鈍を施す、2段ステップ型の焼鈍を施し、
    (iii)上記焼鈍後の熱延鋼板を、1℃/時間以上30℃/時間以下に制御した冷却速度で650℃まで冷却し、次いで、室温まで冷却する
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
  5. 前記熱間圧延に供する鋼片の温度が1000〜1250℃であることを特徴とする請求項4に記載の鋼板の製造方法。
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