JP4452191B2

JP4452191B2 - 材質均一性に優れた高伸びフランジ成形性熱延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP4452191B2
Application number: JP2005027007A
Authority: JP
Inventors: 和也大塚; 聡赤松; 龍雄横井; 浩之棚橋; 学高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-02-02
Filing date: 2005-02-02
Publication date: 2010-04-21
Anticipated expiration: 2025-02-02
Also published as: JP2006213957A

Description

本発明は、自動車、輸送機器などの分野で構造用として好適である高加工性高強度鋼板の製造方法、特に自動車の足周り部品に適したバーリング加工性や伸びフランジ性に優れかつ材質均一性に優れたTi添加高強度鋼板の製造方法に関する。

従来、熱延鋼板は、熱延中の圧延温度、圧延速度、冷却速度が幅方向、長手方向で異なるため、全長に亘って均一な材質を得ることが難しい。そのため、熱延工程においてはきわめて細かい制御が必要とされている。しかし、細かい制御を行うことは、歩留まりや単位時間あたり通板量の低下の要因の一つになっている。

Ｔｉを含有する熱延鋼板は、ROT（ランアウトテーブル）における冷却速度の僅かな変化により強度が大きく変化し、高い操業精度を必要とするという問題がある。これは、熱延工程においては通常、トップが巻き取り機に到達するまでは通板速度は遅く、トップが巻きついた後は通板速度を上げて操業を行っているため、材質の冷却速度依存性の大きい材料では通板速度の変化に伴い材質特性が長手方向に変化してしまうからである。

材質均一性に優れ、かつ伸びフランジ成形性に優れた鋼板については、特許文献１〜７などに開示されている。

しかし、特許文献7では熱延の後に追加熱処理を施すことによって材質均一性を高めており、As hot（熱延まま）の状態での材質ばらつきについては触れられていない。また、特許文献１、２には、Ti添加高加工性高強度鋼板の材質均一性を高める技術が開示されているが、いずれもSi含有量を0.05%以下と規定しており、Si量の多い鋼材については適用できない。特許文献３は、引張強さ540MPa以下の比較的低強度の鋼板に関するものであり、540MPaより強度の高い高強度鋼種には適用できない。特許文献4は本発明と同じく伸びフランジ成形性に優れたTi添加高強度熱延鋼板に関する発明であり、Siを1%以上含有可能である点も類似している。しかし、Mn-Si>0.9を満足する実施例は表１の鋼種Bのみであるが、表２の仕上げ温度が890℃であり、本発明の範囲から外れる。また、特許文献4においては穴広げ値のばらつきが少ないことを述べているのみであり、冷却速度の変動による強度の安定性については触れられていない。

特許文献５、６ではWまたはMoもしくはその両方を必須としている。本発明ではこれらの元素の添加を必ずしも必要としない。

特許文献５では、Mo単独添加の場合は、本発明と成分が重複するが、いずれもCrを含有しており、本発明の成分と相違する。

特許文献６では、本発明のＣおよびＳｉ量を満たすものは実施例のＮｏ.６のみであるが、Ｗを含有しており、本発明の成分と異なる。
特開2003-138343号公報特開2000-282150号公報特開2003-89847号公報特開2004-244651号公報特開2002-322541号公報特開2003-321735号公報特開2003-321734号公報

本発明は、伸びフランジ性に優れ、かつコイル内の材質均一性に優れた引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、セメンタイトの析出抑制による析出強化の促進、穴広げ性の確保及び固溶強化などの優れた効果を有するSiを０．０６％以上添加し、Cr及びWを含まず、引張強さが５４０ＭＰａ以上の高加工性高強度熱延鋼板について、熱延工程のＲＯＴにおける冷却速度が変化しても材質変化の少ない製造方法について研究を行った。その結果、MnとSi量がある関係を満足すると、ROT上での冷却速度に関係なく、幅方向、及び長手方向の双方における材質のばらつきが小さくなることを見出した。

即ち、本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）質量%で、C：0.01〜0.08%未満、Si：0.06〜2.0%、Mn：0.96〜3.0%、P≦0.10%、S≦0.01%、Al：0.05〜0.3%、N≦0.01%、Ti：0.01〜0.20%を含み、かつMn−Si>0.9%を満足し、かつ式(1)を満足する、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延する際に、仕上げ温度を900℃以上とし、かつ400〜600℃で巻き取ることを特徴とする引張強さが540MPa以上の材質均一性に優れた高伸びフランジ成形性熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば伸びフランジ性に優れ、かつコイル内の材質の安定した高強度熱延鋼板を提供することが出来る。

以下に、本発明における鋼の化学成分の限定理由について述べる。

C(炭素)：Cは、540MPa級以上の引張強度を確保するためには少なくとも0.01%以上必要であるが、好ましくは0.02%以上である。但し、0.08%以上では、伸びフランジ性の評価としての穴広げ率などの加工性が劣化するので、その上限を0.08％未満としたが、好ましくは0.06%以下である。

Si(シリコン)：Siはセメンタイトの生成を抑制し、析出強化を間接的に高める元素であり、かつ母相中のCを固溶状態に保ち打ち抜きの際の端面損傷を防止する効果があるので、高バーリング性（穴広げ性）を確保するには0.06%以上のSiが必須である。しかしながら、2%超含有すると化成処理性が劣化するので、上限は2%とするが、好ましくは1.5%以下である。

Mn(マンガン)：Mnは固溶強化元素として有効であり、変態温度を低下させて熱延後の巻き取った状態で相変態を起こさせることによって、材質の均一性を高めるので少なくとも0.96%は必要である。しかし、ミクロ偏析により鋼中に偏析帯を作り、加工性を劣化させるので上限を3.0%としたが、好ましくは2.0%以下である。

Mn-Si：MnとSiの差は本発明において最も重要である。Siはセメンタイトの析出を抑制して穴広げ性を確保すると同時にg/a変態温度を上昇させ、 ROT上での相変態を起こり易くし、材質の冷却速度依存性を大きくする。それに対してMnはg/a変態温度を低下させる効果があり、材質に対するROT上での冷却速度依存性を小さくする効果がある。このため、Mn-Siを所定の値以上にすることによってROT上での変態を抑制して、巻き取り後に相変態が進行するようにし、これによって、冷却速度に対する材質の変動が小さくなるようにしている。ホットストリップミルにおいて変化しうる冷却速度(20〜100℃/s)の範囲内での材質変動を防止する指標としてMn-Si>0.9としたが、好ましくはMn-Si>1.4である。

P(リン)：Pは不純物であり少ないほど好ましく、0.1%を超えて含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、0.1%を上限とする。
S(硫黄)：Sは不純物であり少ないほど好ましく、Tiと結合しやすく、高強度に寄与するTiCの生成量を低減させるので、0.01%を上限とする。
Al(アルミニウム)：Alは溶鋼脱酸のために必要に応じて添加する。あまり多量に添加すると非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので、0.3%以下とする。耐火物等から不可避的に含有するので、下限は0.0０5％とする。
N(窒素)：Nは不純物であり少ないほど好ましく、Tiと結合し、鋼中に粗大なTiNを生成して、穴広げ、強度ともに低下させるので上限を0.01%とする。
Ti(チタン)：Ｔｉはフェライト中でCと結合し、TiCとして析出して強度を確保するため、少なくとも0.01%以上必要である。しかし、Ti量の増加に伴い、スラブ再加熱温度をより高温にする必要がありコスト上昇を招くため、0.20%以下とした。

（1）式はMC型炭化物を作る金属元素とCとの割合を示す式である。Cが金属元素に比べ、過剰であると鋼中にセメンタイトやパーライトなどの硬質相が生成し、穴広げ性を劣化させるので、1.25以下とする。好ましくは、1.1以下である。また、金属元素が過剰であると、MC型炭化物の成長が早くなり、析出物が粗大化して強度が低下するので0.75以上、好ましくは0.9以上とする。Nb(ニオブ)、Mo(モリブデン)、V(バナジウム)は、Tiと同じく、熱延中にCと結合し、細粒化効果や析出強化による強度確保に寄与する元素であるから、鋼中に添加されていても構わないが、析出強化能がTiよりも小さい割に合金コストが高く、また、スラブ再加熱温度を高くしなければ析出物が再溶解しないので、Ｎｂ，Ｖは0.1%、Ｍｏは0.2％をそれぞれ上限とする。

次に本発明の製造方法の限定理由について述べる。
本発明では目的の成分含有量となるように成分調整した溶鋼を鋳込むことによって得たスラブを熱間圧延するに際し、その加熱温度を1150℃以上とすることが好ましい。これは1150℃未満であるとTiをはじめとする析出物構成元素が十分に再固溶されないために析出強化が不十分となるためである。析出強化を十分に発揮させるためには加熱温度を1200℃以上とすることが望ましい。

なお、本発明には上記の鋳片を冷却後に再加熱する場合のほか、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送しても構わない。また、粗バーの加熱や保温あるいは粗バー同士を溶接して仕上げ圧延行う連続熱延による製造も可能である。

熱延仕上げ温度は900℃以上とする。900℃未満では熱延による歪みによりオーステナイト中でTiCが析出してしまい、540MPa以上の強度が得られないので900℃以上とする。好ましくは930℃以上である。

上限は特に定めないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、1000℃以下とすることが望ましい。巻き取り温度は400℃未満では巻き取り後の析出が不十分となり、析出強化が得られず、更に穴広げ性に有害なマルテンサイトが発生する可能性がある。逆に巻き取り温度6００℃超ではTiCなどの析出強化に効く析出物が粗大化してしまい強度が確保できず、かつ鋼中の固溶CがTiCあるいはセメンタイトとして析出し、鋼中のC濃度が低下して端面損傷を発生する。このため、巻き取り温度は400℃以上、600℃以下とした。

本発明の鋼板の引張強さを540MPa以上と規定したのは、低強度の鋼板は本発明を適用せずともある水準以上の伸びおよび穴広げ性を達成できるためである。
なお、上限は特に規定しないが、十分な穴広げ性を得るためには、980MPa以下とすることが好ましい。

表1に示す鋼No. 1-9の化学成分を有する鋼をホットストリップミルにおける熱間加工および冷却履歴を模した加工フォーマスタ試験を行った。表1には、併せてMn-Siの値についても記した。これらの組成の鋼について、熱間圧延工程における圧延仕上げ温度ＦＴを950から900℃、巻き取り温度ＣＴを400℃から600℃の条件を模して試験を実施した。ランアウトテーブルでの水冷に相当する部分の冷却速度ＣＲを10℃/sから100℃/sの範囲で変化させた。

それぞれの9鋼種をこれらのヒートパターンで試験した後のビッカース硬さHv（荷重5ｋｇｆ）を表2に示す。また、表3に本実験の範囲における各巻取り温度ＣＴでのビッカース硬さの最大値と最小値の差を示す。

［表１］

［表２］

［表３］

1.0%Si-1.0%Mn鋼などMn-Si<0.9の鋼種（鋼Ｎｏ．４、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８）では、冷却速度ＣＲにより硬さが大きく変化するが、Mn-Si>0.9の関係を満足する鋼種（鋼Ｎｏ．２、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１５）においては冷却速度依存性が小さい。更に、Mn-Si>1.４を満足する鋼種（鋼Ｎｏ．３、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２）では本実験での冷却速度ＣＲの範囲(10℃/s〜100℃/s)においては、Hvが10以内(標準サンプルの保証範囲)の範囲に収まっていることが分かる。それに対してMnとSiがこの関係を満足しないものは冷却速度ＣＲにより硬さが大きく変化していることがわかる。

Claims

質量%で、
C：0.01〜0.08%未満、
Si：0.06〜2.0%、
Mn：0.96〜3.0%、
P≦0.10%、
S≦0.01%、
Al：0.005〜0.3%、
N≦0.01%、
Ti：0.01〜0.20%を含み、
かつMn−Si>0.9%を満足し、かつ式(1)を満足する、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延する際に、仕上げ温度を900℃以上とし、かつ400〜600℃で巻き取ることを特徴とする引張強さが540Mpa以上の材質均一性に優れた高伸びフランジ成形性熱延鋼板の製造方法。