WO2016163538A1 - 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
Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
(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。
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。
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。
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。
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。
(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。
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。
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。
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。
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: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。
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。
断面収縮率(%)=100-(引張破断時の断面積/初期断面積)×100・・・式(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。
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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