(57)【要約】【課題】伸びと伸びフランジ性がともに優れ、980MPa以上の引張強度を有し、かつ降伏比の高い高張力冷延鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】質量%で、C≦0.02%、Si≦0.3%、Mn:0.5〜2.0%、P≦0.06%、S≦0.005%、Al≦0.06%、N≦0.006%、Ti:0.15〜0.40%、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを1150℃以上に加熱した後、仕上温度880℃以上で熱間圧延し、巻取温度400〜700℃で巻取り、酸洗、冷間圧延後、浸炭雰囲気中で600〜720℃で焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C≦0.02%、Si≦0.3%、Mn:0.5〜2.0%、P≦0.06%、S≦0.005%、Al≦0.06%、N≦0.006%、Ti:0.15〜0.40%、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを1150℃以上に加熱した後、仕上温度880℃以上で熱間圧延し、巻取温度400〜700℃で巻取り、酸洗、冷間圧延後、浸炭雰囲気中で600〜720℃で焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
鋼スラブが、さらにMo:0.05〜0.5%、V:0.05〜0.5%のうち少なくとも１種の元素を含有する請求項1に記載の加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材に適した加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
環境保全につながる燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。また、自動車用部材はプレス加工により得られる複雑な形状のものが多いため、高強度でありながら加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れた鋼板が必要である。
【０００３】
近年、鋼板の強度はますます高強度化し、980MPa以上の引張強度を有する鋼板が要望されている。また、鋼板をより軽量化する観点からさらなる薄肉化が指向されており、板厚2.0mm以下の高張力冷延鋼板に対する要望も強くなってきている。さらに、側面衝突時の乗員保護に対応する耐座屈性確保の観点から、高降伏比の鋼板に対する要望も高くなっている。
【０００４】
こうした高張力鋼板として、フェライト単相中にC、Ti、Moよりなる微細炭化物を分散させ、高い引張強度、高い降伏比および高加工性を両立させた鋼板が提案されている(例えば、特許文献1参照)。
【特許文献１】特開2003-89848号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献1に記載された鋼板では、980MPa以上の引張強度を得るため多量のTi、Cを添加すると通常のスラブ加熱温度(1150〜1250℃)ではスラブ中に析出しているTiCを完全には溶解することが困難になる場合があり、1300℃以上の高温加熱が必要となって、エネルギーコストの増大やスケールロスの増大による歩留まりの大幅な低下を引き起こし、製造に困難を伴う場合があった。一方、スラブ加熱段階において溶解しきれなかったTiCは非常に粗大なまま最終製品である鋼板中に存在し、強度に寄与しないばかりか、プレス加工時には割れの起点ともなることがあり、プレス加工性のバラツキの要因となってしまう。また、薄肉化の要求を満足させるため冷延鋼板を得るべく、上記鋼板を素材として冷延・焼鈍した場合、熱延段階で多量に析出した微細析出物が再結晶を阻害し、高温焼鈍が必要となる場合があり、その結果、析出物が粗大化してかえって強度が低下してしまい、微細析出物を利用した高降伏比高張力冷延鋼板の製造は非常に困難であった。
【０００６】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、断面形状が複雑な自動車用部材にプレス加工する場合に適した、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性がともに優れた高張力冷延鋼板、特に980MPa以上の引張強度を有し、降伏比の高い高張力冷延鋼板の製造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】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、スラブ加熱段階におけるTi、Cの溶解挙動がいわゆる溶解度積で決定されることに着目し、スラブ溶製時のC量を低く抑えることによって通常のスラブ加熱温度(1150〜1250℃)でもスラブ中のTiCが容易に溶解できるようにし、かつ冷延後の焼鈍を浸炭雰囲気で比較的低温で行うことにより微細なTiCを鋼板中に多量に析出させて、強度、特に降伏強度を顕著に向上させることができることを見出した。
【０００８】
本発明は、こうした知見に基づきなされたもので、質量%で、C≦0.02%、Si≦0.3%、Mn:0.5〜2.0%、P≦0.06%、S≦0.005%、Al≦0.06%、N≦0.006%、Ti:0.15〜0.40%、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを1150℃以上に加熱した後、仕上温度880℃以上で熱間圧延し、巻取温度400〜700℃で巻取り、酸洗、冷間圧延後、浸炭雰囲気中で600〜720℃で焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法を提供する。
【０００９】
また、上記鋼スラブは、さらにMo:0.05〜0.5%、V:0.05〜0.5%のうちの少なくとも１種の元素を含有することができる。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、伸びや伸びフランジ性などの加工性に優れ、980MPa以上の引張強度を有しかつ降伏比の高い高張力冷延鋼板が製造できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下に、本発明について詳細に説明する。
【００１２】
1)鋼スラブの組成
C: C量が0.02%を超えると、本願のように多量のTiを添加した場合にスラブ加熱時に未溶解TiCを生じるほか、熱延後の冷却時にパーライト組織が生じて冷延・焼鈍後の加工性を低下させたり、また、熱延段階で微細炭化物が多量に析出して焼鈍時の再結晶を阻害する。したがって、C量は0.02%以下とする。なお、C量を0.002%未満としてもC量低減の効果は小さく製鋼コストの上昇を生じさせるだけであるため、C量を0.002%以上とすることが好ましい。
【００１３】
Si: Siは、固溶強化に有効な元素であり0.01%以上含有することが好ましいが、その量が0.3%を超えるとフェライトからのCの排出が促進されて粒界に粗大な炭化物を生成しやすくなり、加工性が低下する。したがって、Si量は0.3%以下とする。
【００１４】
Mn: Mn量は、固溶強化により鋼を強化する観点から0.5%以上とする。しかし、その量が2.0%を超えると偏析を生じるとともに硬質相が形成され、加工性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜2.0%とする。
【００１５】
P: Pは、固溶強化に有効な元素であり0.002%以上含有することが好ましいが、その量が0.06%を超えると偏析して加工性が低下する。したがって、P量は0.06%以下とする。
【００１６】
S: S量は少ないほど好ましく、その量が0.005%を超えると伸びフランジ性を低下させる。したがって、S量は0.005%以下とする。
【００１７】
Al: Alは脱酸剤として添加され、その量を0.005%以上とすることが好ましいが、0.06%を超えると加工性が低下する。したがって、Al量は0.06%以下とする。
【００１８】
N: N量は少ないほど好ましく、その量が0.006%を超えると粗大な窒化物が増え、伸びフランジ性を低下させる。したがって、N量は0.006%以下とする。
【００１９】
Ti: Tiは、本発明において重要な元素である。浸炭雰囲気で焼鈍する時、鋼中に侵入したCと結合して微細なTiCを形成し、鋼を強化することができる。しかし、その量が0.15%未満では鋼を強化する効果が不十分となり、980MPa以上の引張強度を得ることが困難であり、また0.4%を超えると浸炭後の加工性が低下するとともに、スラブの鋳造性にも問題が生じるようになる。したがって、Ti量は0.15〜0.40%、好ましくは0.25〜0.40%とする。
【００２０】
残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００２１】
上記組成に加え、次の理由から、Mo:0.05〜0.5%、V:0.05〜0.5%のうちの少なくとも１種の元素を含有させることが好ましい。すなわち、MoおよびVはいずれもTiと一緒に安定な複合炭化物を形成し、焼鈍中の炭化物の粗大化による強度低下を防ぐ効果がある。Mo、Vとも0.05%未満ではその効果がなく、0.5%を超えると加工性が低下する。したがって、Mo、V量は、いずれも0.05〜0.5%とする。
【００２２】
2)スラブ加熱温度
スラブ中に存在するTiCを完全に溶解するため、熱延に先立つスラブ加熱の温度は1150℃以上とする。なお、高温加熱を行うと上述したような問題が生じるため、スラブ加熱温度は1250℃以下とすることが好ましい。
【００２３】
3)仕上温度
仕上温度が880℃未満では板厚方向で層状組織となり、冷延・焼鈍後の加工性が低下する。したがって、仕上温度は880℃以上とする。
【００２４】
4)巻取温度
冷延時の圧延性の観点から熱延板の組織はフェライトもしくはベイナイト組織とする必要がある。そのために、巻取温度は400〜700℃以下とする。
【００２５】
5)酸洗、冷間圧延
酸洗は熱間圧延した鋼板の表面スケールを除去するために行うものであり、通常の方法で塩酸等の酸にて行えばよい。酸洗後に冷間圧延を施すが、そのときの圧下率は特に限定する必要はなく、通常行われている範囲である40〜80%程度とすればよい。
【００２６】
6)焼鈍温度
冷延組織を完全に再結晶させるため、焼鈍温度は600℃以上とする必要がある。一方、焼鈍中にγ相が生じると多量のCがγ相に溶け込み、それに続く冷却中にパーライトが生じてTiCによる強化ができなくなるため焼鈍温度は720℃以下、好ましくは700℃以下とする必要がある。したがって、焼鈍温度は600〜720℃、好ましくは600〜700℃とする。
【００２７】
7)焼鈍時間
焼鈍時間は長くするほど浸炭層の厚みが増し、強度上昇に寄与するので、所望の強度が得られるように、鋼板の板厚、焼鈍温度、浸炭雰囲気などに応じて変化させればよい。なお、焼鈍温度が本発明の上限温度720℃であっても、焼鈍時間が20秒未満では浸炭層の厚みが鋼板の両面合わせても0.1mm未満となって通常の冷延鋼板(板厚0.5〜2.0mm)の強化への寄与は小さいため、焼鈍時間は20秒以上とすることが好ましい。一方、焼鈍温度が本発明の下限温度600℃のとき、焼鈍時間が24時間を超えると浸炭層の厚みが鋼板の両面合わせて2mmを十分に超え、浸炭効果が飽和するため、焼鈍時間は24時間以下とすることが好ましい。
【００２８】
なお、焼鈍の雰囲気としては、COガスを主体とした一般的な浸炭ガス、例えば20%CO+40%H2+1%CH4+39%N2の混合ガスが用いられる。
【実施例１】
【００２９】
表１に示す組成からなる鋼A〜Eを溶製後スラブとし、このスラブを1250℃で加熱後、仕上温度900℃で熱延して板厚3.0mmの熱延板とし、巻取温度620℃で巻取った。この熱延板を圧下率60%で冷延して板厚1.2mmの冷延板とし、20%CO+40%H2+1%CH4+39%N2の混合ガスの浸炭雰囲気中で700℃で240秒もしくは8時間の焼鈍を行って鋼板1〜8を作製した。また、比較として、同様な試験を、浸炭雰囲気の代わりに非浸炭雰囲気であるN2ガス中で行い、鋼板N1〜N8を作製した。そして、鋼板1〜8からJIS 5号引張試験片(圧延方向に垂直な方向)および130mm角の鋼板の中央に10mmφのポンチによりクリアランス12.5%で打ち抜いた穴を有する穴広げ試験片を採取し、引張強度TS、降伏強度YS、伸びEl、降伏比YS/TS、穴広げ率λを測定した。鋼板N1〜N8については、引張強度TS のみを測定した。
【００３０】
穴広げ率λは、60°円錐ポンチにより試験片の打抜き穴をバリの出ていない方向から押し上げ、割れが鋼板を貫通した時点での穴径ｄ(mm)を測定し、下記の式(1)より算出した。
λ(%)=[(d-10)/10]×100  ・・・(1)
浸炭雰囲気中で焼鈍した鋼板1〜8の結果を表2に、N2ガス中で焼鈍した鋼板N1〜N8の結果を表3に示す。本発明の方法に従って浸炭雰囲気中で焼鈍した鋼板1〜6では、高いElとλ、980MPa以上のTS、90%以上の高い降伏比を示し、加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板であることがわかる。一方、C量が本発明範囲より高い鋼板7、8では、比較的高い強度や降伏比は得られるが、穴広げ率が著しく小さく、伸びフランジ性に劣る。また、成分が本発明範囲内にある非浸炭雰囲気中で焼鈍した鋼板N1〜N6では、350〜450MPa程度のTSしか得られない。
【００３１】
【表１】
2007009253.tif 000002
【００３２】
【表２】
2007009253.tif 000003
【００３３】
【表３】
2007009253.tif 000004