(57)【要約】【課題】安価に、かつ安定して伸び性及び伸びフランジ性に優れたTSが980MPa以上の高強度熱延鋼板を製造する方法を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.3〜1.0%、Mn:0.5〜1.5%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.05〜0.20%、V:0.28%超え0.40%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度に加熱後、900〜1000℃の仕上温度で熱間圧延を行い、平均冷却速度50℃/s以上で700〜800℃の冷却停止温度まで第一の強制冷却を行い、3〜10s間空冷後、平均冷却速度50℃/s以上で第二の強制冷却を行い、600〜650℃の巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.3〜1.0%、Mn:0.5〜1.5%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.05〜0.20%、V:0.28%超え0.40%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度に加熱後、900〜1000℃の仕上温度で熱間圧延を行い、平均冷却速度50℃/s以上で700〜800℃の冷却停止温度まで第一の強制冷却を行い、3〜10s間空冷後、平均冷却速度50℃/s以上で第二の強制冷却を行い、600〜650℃の巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板、特に、引張強度TSが980MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板の分野では、燃費改善につながる高強度鋼板への要望が高まっており、より高強度で、かつ加工性に優れた鋼板の開発が活発に行われている。その中で、実質的にフェライト単相の組織中に炭化物を主体とした微細な析出物を形成し、高強度化と伸び性及び伸びフランジ性の向上を図った高強度鋼板が提案されている。
【０００３】
例えば、特許文献1には、電気陰性度が異なる複数の炭化物形成金属元素を選択し、それらの金属元素を含む微細な複合炭化物をフェライト単相の組織中に生成させて高強度化と加工性の向上を図る析出強化型高強度鋼板の設計方法が開示されている。特許文献2には、実質的にフェライト単相の組織中にTi及びMoを含む複合炭化物を分散析出させたTSが950MPa以上の加工性に優れた超高張力鋼板が開示されている。特許文献3には、体積率で50〜95%を占めるフェライト相に平均直径が20nm以下のTiおよび／またはVの炭化物を析出させたTSが780MPa以上の伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。特許文献4には、C、Ti、Nb、Mnの含有量が特定の関係を満足するように調整し、フェライト相にTiやNbの炭化物を析出させたTSが980MPa以上の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開2005-120430号公報
【特許文献２】特開2003-89848号公報
【特許文献３】特開2008-133514号公報
【特許文献４】特開2004-285420号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、こうした従来技術には、次のような問題がある。特許文献１に記載の析出強化型高強度鋼板の設計方法では、高強度化と加工性の向上を図るための有益な指針は提示されているが、980MPa以上のTSを得るための具体策は開示されていない。また、開示されている実施例の多くがMoを添加した鋼を用いているため、コスト高である。特許文献2に記載の超高張力鋼板では、Moを添加した鋼を用いているため、コスト高である。特許文献3に記載の超高張力鋼板では、TSが980MPa以上で、伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が安定して得られない。特許文献4に記載の高強度熱延鋼板では、鋼の溶製時にC、Ti、Nb、Mnの含有量が特定の関係を満足するように調整することが困難であり、TSが980MPa以上で、伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が安定して得られない。
【０００６】
本発明は、安価に、かつ安定してTSが980MPa以上で、伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討したところ、次の知見を得た。すなわち、Moより安価なVを0.28%超え0.40%以下添加した鋼を用い、空冷を挟んで二段の強制冷却を行い、600〜650℃の巻取温度で巻き取ることが有効である。
【０００８】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.3〜1.0%、Mn:0.5〜1.5%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.05〜0.20%、V:0.28%超え0.40%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度に加熱後、900〜1000℃の仕上温度で熱間圧延を行い、平均冷却速度50℃/s以上で700〜800℃の冷却停止温度まで第一の強制冷却を行い、3〜10s間空冷後、平均冷却速度50℃/s以上で第二の強制冷却を行い、600〜650℃の巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、安価に、かつ安定してTSが980MPa以上で、伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を製造できるようになった。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１１】
1) 成分組成
C:0.06〜0.10%
Cは、TiとVの複合炭化物を形成し、フェライト相の析出強化に寄与する重要な元素である。980MPa以上のTSを確保するには、その量を0.06％以上にする必要がある。一方、その量が0.10％を超えると大きさが10nmを超える炭化物が増えて強度低下を招くとともに、Feの炭化物であるセメンタイトが生成するので、伸び性や伸びフランジ性の大きな低下を招く。そのため、C量は0.06〜0.10％とする。
【００１２】
Si:0.3〜1.0%
Siは、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相の固溶強化に寄与する元素である。こうした効果を得るには、その量を0.3%以上にする必要がある。一方、その量が1.0%を超えるとその効果は飽和する。そのため、Si量は0.3〜1.0%とする。
【００１３】
Mn:0.5〜1.5%
Mnは、Si同様、フェライト相の固溶強化に寄与する元素である。こうした効果を得るには、その量を0.5%以上にする必要がある。一方、Mnはオーステナイト安定化元素であるため、その量が1.0%を超えるとフェライト変態が抑制されてベイナイト相やマルテンサイト相が生成しやすくなり、伸び性や伸びフランジ性の低下を招く。そのため、Mn量は0.5〜1.5%とする。
【００１４】
P:0.03%以下
Pは、その量が0.03%を超えると粒界に偏析し、低温靱性や伸び性や伸びフランジ性などの加工性の低下を招く。そのため、P量は0.03%以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００１５】
S:0.005%以下
Sは、MnやTiと硫化物を形成し、伸び性や伸びフランジ性などの加工性の低下を招く。そのため、S量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００１６】
Al:0.05%以下
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、その清浄度を向上させるのに有効な元素であるので、0.001%以上含有されることが好ましい。しかし、その量が0.05%を超えると介在物が多量に生成し、伸び性や伸びフランジ性などの加工性の低下を招くとともに、表面欠陥の原因にもなる。そのため、Al量は0.05%以下、好ましくは0.01〜0.04%とする。
【００１７】
Ti:0.05〜0.20%
Tiは、Vとともに複合炭化物を形成し、フェライト相の析出強化に寄与する重要な元素である。980MPa以上のTSを確保するには、その量を0.05%以上にする必要がある。一方、その量が0.20%を超えると大きさが10nmを超える炭化物が増えて、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。そのため、Ti量は0.05〜0.20%とする。
【００１８】
V:0.28%超え0.40%以下
Vは、Tiとともに複合炭化物を形成し、フェライト相の析出強化に寄与する重要な元素である。980MPa以上のTSを確保するには、その量を0.28%超えにする必要がある。一方、その量が0.40%を超えると大きさが10nmを超える炭化物が増えて、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。そのため、V量は0.28%超え0.40%以下とする。
【００１９】
残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００２０】
なお、本発明では、成分元素間の含有量に特定の関係を設けてないので、成分調整が容易であり、安定して目標とする特性を有する高強度熱延鋼板を製造できる。
【００２１】
2) 熱延条件
スラブ加熱温度:1200〜1300℃
熱間圧延後にTiとVの複合炭化物をフェライト相に析出させるには、スラブ中に存在している粗大なTiやVの析出物を熱間圧延前に溶解させる必要がある。そのためには、スラブを1200℃以上に加熱する必要がある。一方、スラブを1300℃を超えて加熱すると熱間圧延後のフェライト粒が粗大化して、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。そのため、スラブ加熱温度は1200〜1300℃とする。
【００２２】
仕上温度:900〜1000℃
仕上温度が900℃未満だと圧延中にフェライト相が生成し、大きさが10nmを超える炭化物が増えて、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。一方、仕上温度が1000℃を超えると圧延で導入された歪が回復してフェライト核生成サイトが減少し、熱間圧延後のフェライト粒が粗大化して、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。そのため、仕上温度は900〜1000℃、好ましくは930〜1000℃とする。
【００２３】
熱間圧延後の第一の強制冷却:平均冷却速度50℃/s以上、冷却停止温度700〜800℃
第一の強制冷却の平均冷却速度が50℃/s未満ではパーライト相が生成し、伸び性や伸びフランジ性が低下する。そのため、第一の強制冷却の平均冷却速度は50℃/s以上とする。析出強化能の低い大きさが10nmを超える炭化物の析出を極力抑制するには、この平均冷却速度を100℃/s以上にすることが好ましい。
【００２４】
第一の強制冷却の冷却停止温度が700℃未満だとTiとVの複合炭化物の析出が十分に進行せず、強度低下を招く。一方、冷却停止温度が800℃を超えると、パーライト相が生成し、伸び性や伸びフランジ性が低下する。そのため、第一の強制冷却の冷却停止温度は700〜800℃、好ましくは700〜740℃とする。
【００２５】
空冷時間:3〜10s
第一の強制冷却後の空冷は、フェライト変態を促進し、フェライト単相の組織を形成させるとともに、析出強化能の高い大きさが10nm以下の炭化物を析出させる上で、重要な役割を演じる。
【００２６】
空冷時間が3s未満ではフェライト変態が十分に進まないとともに、大きさが10nm以下の炭化物の析出が少なく、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。一方、空冷時間が10sを超えると大きさが10nmを超える炭化物が増えて、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下を招く。そのため、空冷時間は3〜10sとする。
【００２７】
空冷後の第二の強制冷却:平均冷却速度50℃/s以上
第二の強制冷却の平均冷却速度が50℃/s未満ではパーライト相が生成し、伸び性や伸びフランジ性が低下する。そのため、第二の強制冷却の平均冷却速度は50℃/s以上とする。
【００２８】
巻取温度:600〜650℃
巻取温度が600℃未満ではベイナイト相やマルテンサイト相が生成しやすくなり、伸び性や伸びフランジ性の低下を招く。一方、巻取温度が650℃を超えると空冷時に析出した炭化物が粗大化するとともに、パーライト相が生成して、強度低下のみならず、伸び性や伸びフランジ性の低下も招く。そのため、巻取温度は600〜650℃とする。
【実施例】
【００２９】
表1に示す成分組成を有する鋼No.A〜Eのスラブを、表2に示す熱延条件で板厚2.0mmの鋼板No.1〜11を製造した。
【００３０】
そして、得られた鋼板からJIS 5号引張試験片(圧延方向に平行)を採取し、JIS Z2241に準拠した方法で引張試験を行い、TSと伸びElを測定した。Elが16%以上であれば伸び性が良好であるとした。さらに、130mm角の穴広げ試験用試験片を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠した穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを求め、λが80%以上であれば伸びフランジ性が良好であるとした。
【００３１】
結果を表2に示す。本発明例の鋼板は、TSが960MPa以上、Elが18%、λが80%以上であり、伸び性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板であることがわかる。
【００３２】
【表１】
2011140699.tif 000002
【００３３】
【表２】
2011140699.tif 000003