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WO2009028515A1 - 高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2009028515A1
WO2009028515A1 PCT/JP2008/065220 JP2008065220W WO2009028515A1 WO 2009028515 A1 WO2009028515 A1 WO 2009028515A1 JP 2008065220 W JP2008065220 W JP 2008065220W WO 2009028515 A1 WO2009028515 A1 WO 2009028515A1
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cooling
less
steel sheet
temperature
strength
Prior art date
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French (fr)
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Takeshi Yokota
Kazuhiro Seto
Satoshi Ueoka
Nobuo Nishiura
Yoichi Tominaga
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 490 MPa or more, which is excellent in stretch flangeability after processing and is suitable for a material for automobile members and has little local characteristic fluctuation in the coil.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 describe that a slab containing Si was heated to 1200 C or less and rapidly cooled to a predetermined temperature after hot rolling. After that, a technique for making the structure mainly bainite by removing the air cooling from 350 to 550: is disclosed.
  • these technologies suppress the formation of red scale due to the addition of Si, the heating temperature of the slab is low, and an increase in rolling load and deterioration of surface properties become problems.
  • the structure mainly composed of bainite has a problem that it is inferior in stretch flangeability after processing.
  • cooling in the temperature range of 540 ⁇ or less is assumed to be slow cooling (cooling rate is 5-30 at a low cooling rate of / s), and cooling is performed in the film boiling region.
  • cooling rate is 5-30 at a low cooling rate of / s
  • cooling is performed in the film boiling region.
  • Patent Document 4 70% or more of rolling is performed during finish rolling, ultra-quenching of 120 t / s or more is performed after rolling, and a fine ferrite structure is obtained by holding at 620 to 680 for 3 to 7 seconds. After that, it is disclosed that a steel sheet with excellent overall balance of strength, yield ratio, stretch flangeability, etc. can be obtained by cooling at a cooling rate of 50-150 ⁇ and winding at 400-450. Yes.
  • this technique has a problem that surface defects are likely to occur due to a large reduction during finish rolling, and the shape of the steel sheet deteriorates due to super rapid cooling after hot rolling.
  • a steel plate having a poor shape is cooled to 4803 ⁇ 4 or less at a cooling rate of 50 Ts or more, the nonuniformity of cooling locally increases, and there is a problem that local material variation occurs.
  • Patent Document 5 discloses a cooling control technique for a thick steel plate that does not have a winding process. This technology reduces the hardness difference between the surface layer and the internal thickness of the thick steel plate due to uneven cooling by cooling the entire stage before cooling with full film boiling and the whole stage after cooling with nuclear boiling. It is intended to reduce.
  • this technology is applied to thick steel plates exceeding 10 mm thick, and has a scraping process, and is mainly applied to thin steel plates of less than 10 mm, generally 8 mm or less. Difficult to apply to.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 0 4-0 0 8 1 2 5
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 0 3 _ 1 8 0 4 2 6
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 08-8-3 2 5 6 4 4 Patent Document 4: Japanese Patent Application Laid-Open No. 04-26-26024
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 2 00 0-0 0 4 2 6 2 1 Disclosure of Invention
  • the present invention has a strength of 490 MPa or more, a hole expansion ratio after 10% processing; an I having an elongation flangeability of 80% or more, and a high-strength steel plate with little local material fluctuation in the coil (
  • An object is to provide a method capable of producing a high-strength steel sheet. It should be noted that a hot rolled thin steel sheet having a plate thickness of about 1.2 mm or more and less than 10 mm is suitable for the production object of the present invention.
  • the present inventors have intensively studied the fraction of the ferrite and the bainitic phase with respect to the stretch flangeability after processing of a steel sheet having a strength of 490 MPa or more, while stably securing the optimum ferrite and bainitic fraction.
  • the present inventors have found that the strength of bainite itself greatly depends on the coiling temperature, specifically, when the strength of bainite itself increases due to a decrease in coiling temperature, and the fraction of bainite becomes too large. It was found that the strength of the steel sheet greatly fluctuated with fluctuations in the scraping temperature.
  • cooling is stopped for 3 to 10 seconds, and then cooling of the copper plate continues to nucleate boiling. It is possible to uniformly disperse the ferrite phase in the ferrite phase by 5 to 20% by volume fraction, and to cool the steel sheet at the core. We found that local cooling in the coil can be suppressed by cooling in the boiling region.
  • the present invention has been completed based on the above findings.
  • the present invention has the following features.
  • the finish rolling temperature in hot rolling is set to 800 T or more and lOOO or less, and then 525 at an average cooling rate of 30 7 s or more.
  • a method for producing a high-strength hot-rolled copper sheet is set to 800 T or more and lOOO or less, and then 525 at an average cooling rate of 30 7 s or more.
  • the finish rolling temperature in hot rolling is set to 800: 100 or more and 100 0 or less, and then 30 or more After cooling to the following cooling stop temperature at 525 or more and 625 at an average cooling rate of 3 to 10 seconds, stop cooling, and then continue cooling with a cooling method that causes nucleate boiling of the steel sheet, and 400 or more A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet, which is wound at 550 or less.
  • C 0.05-0.15% C is an element necessary for generating a bainite and ensuring a necessary strength. In order to obtain a strength of 490 MPa or more, 0.05% or more is required. However, if the C content exceeds 0.15%, the cementite content at the grain boundary increases and elongation and stretch flangeability deteriorate. Preferably it is 0.06 to 0.12%.
  • Si increases the hardness of the fulite phase by solid solution strengthening, reduces the interphase hardness difference between the ferrite phase and the paynite phase, and improves stretch flangeability. It also promotes the concentration of C in the austenite phase during ferrite transformation, and promotes the formation of benite after scraping.
  • the Si content needs to be 0.1% or more. However, if the Si content exceeds 1.5%, the surface properties deteriorate and the fatigue characteristics deteriorate. Preferably, it is 0.3% or more and 1.2% or less.
  • Mn is also an effective element for solid solution strengthening and bait formation. In order to obtain a strength of 490 MPa or more, 0.5% or more is necessary, but if the Mn content exceeds 2.0%, weldability and workability deteriorate. Preferably it is 0.8 to 0.18%.
  • the P content needs to be 0.06% or less, preferably 0.03% or less. Since P is also an element effective for solid solution strengthening, it is preferable to contain 0.005% or more for obtaining this effect.
  • S forms sulfides with Mn and Ti, it reduces stretch flangeability and at the same time reduces effective Mn and Ti. For this reason, S is an element that should be reduced as much as possible. Preferably it is 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • A1 is an important element as a deoxidizing material for steel.
  • the A1 content is 0.10% or less.
  • it is 0.06% or less.
  • the lower limit of A1 amount should be about 0.05%.
  • one or more of Ti, Nb, V and W below may be added.
  • Ti, Nb, V, and W are all elements that combine with C to form fine precipitates and contribute to an increase in strength. However, if the above elements are each less than 0.005%, the amount of carbide is insufficient. On the other hand, if Ti and Nb are added in excess of 0.1% and V and W are added in excess of 0.2%, respectively, Generation becomes difficult. Preferably, Ti and Nb are 0.03 to 0.08%, V is 0.05 to 0.15%, and W is 0.01 to 0.15%.
  • the balance other than the above consists of Fe and inevitable impurities, but Cu, Ni, Cr, Sn, Pb, and Sb are each 0.1% or less as trace elements that do not adversely affect the operational effects of the present invention. It may be contained in a range.
  • the method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention is such that the steel structure of the obtained hot-rolled steel sheet is made of fluorite as the main phase, that is, the ferrite phase is at least 80%, and the volume fraction of the bainitic phase is 3 — 20%.
  • the reason why the volume fraction of the bainitic phase is 3% or more is that when the volume fraction is less than 3%, it is difficult to obtain a strength of 490 MPa or more.
  • the strength of the bainite itself is strongly influenced by the scraping temperature. However, when the volume fraction of the bainitic phase exceeds 20%, the dependence of the strength of the bainite phase on the strength becomes apparent.
  • a ferrite phase is generally formed.
  • a martensite phase is a small amount of a phase other than the ferrite and the bainitic phase, such as residual ⁇ phase. In particular, it may contain less than 2%.
  • the finish rolling temperature in hot rolling is set to 800 or more and 1000 or less, and then the average cooling rate of 30 t / s or more.
  • 525: 625 to 625T After cooling to the cooling stop temperature of 3 seconds or more, stop cooling for 3 seconds or more and 10 seconds or less, then continue cooling with a cooling method that causes nucleate boiling to cool the steel plate, 400 to 550 or less It is necessary to scrape with.
  • the reason for setting the billet heating temperature to 1150 ° C or more is to reduce rolling load and ensure good surface properties.
  • Ti, Nb, V and W it is necessary to redissolve the carbides during heating, but if it is less than 1150, remelting does not proceed sufficiently.
  • the heating temperature exceeds 1300 the ferrite transformation is delayed due to the coarsening of the ⁇ grains, and the elongation and elongation flangeability deteriorate.
  • it is 1150 "3 ⁇ 4: above 1280 and below.
  • the finish rolling temperature is less than soot, it is difficult to produce equiaxed fate grains, and in some cases, the two-phase rolling of ferrite and austenite results in reduced stretch flangeability.
  • the finish rolling temperature exceeds 1000, the line length of the cooling line for satisfying the cooling condition of the present invention becomes too long.
  • the line length of the cooling line for satisfying the cooling condition of the present invention becomes too long.
  • it is 820 ⁇ : or more and 9503 ⁇ 4 or less.
  • the average cooling rate after finish rolling is less than 30, ferrite transformation starts at high temperatures, making it difficult to form bainite. In addition, a long cooling line is required. For this reason, the average cooling rate from the finish rolling temperature to the cooling stop temperature must be 30 Vs or more. If the accuracy of the cooling stop temperature is ensured, there is no restriction on the upper limit of the cooling rate, but considering the current cooling technology, the preferable cooling rate is 30 Vs or more and 70 (TC / s or less).
  • the steel sheet After finish rolling, the steel sheet must be cooled to the following cooling stop temperature between 525 and 625, and then stopped for 3 to 10 seconds and air cooled. While this cooling is stopped and air cooling is in progress, the transformation from austenite to ferrite proceeds and the ferrite fraction of the steel sheet can be adjusted.
  • the austenite portion that has not undergone ferrite transformation in the air-cooled region undergoes transformation at the winding stage after the subsequent rapid cooling to form bainite. If the cooling stop temperature is less than 525, the volume fraction of the final vane obtained after scraping will exceed 20%, and in addition to the transition boiling process from film boiling to nucleate boiling. Therefore, the temperature unevenness of the steel plate is likely to occur.
  • the cooling stop temperature needs to be 525 or more, more preferably 530: or more.
  • the cooling stop temperature needs to be 625 ° C. or less, and more preferably less than 600 t.
  • the cooling stop time or air cooling time is 3 seconds. Below, the ferrite transformation is insufficient, and the volume fraction of the finally obtained benite is over 20%. On the other hand, if the air cooling time exceeds 10 seconds, the ferrite transformation proceeds too much, and the final volume fraction of bainite is less than 3%.
  • the air cooling time needs to be 3 seconds or more and 10 seconds or less, and more preferably 3 seconds or more and 8 seconds or less.
  • the more preferable conditions for the pre-cooling are that the cooling stop temperature is 530 or more and less than 6003 ⁇ 4: Air cooling time is 3 seconds or more and 8 seconds or less.
  • air cooling means a state where cooling is stopped, that is, forced cooling is stopped.
  • the steel plate cooling rate during air cooling is much slower than when forced cooling is performed, and the steel plate temperature during air cooling is close to the cooling stop temperature, so the transformation from austenite to ferrite as described above.
  • the effect of the present invention is not changed even if the cooling is stopped and the temperature is kept near the cooling stop temperature, and is included in the scope of the present invention.
  • the cooling method when the cooling is resumed and the subsequent cooling is performed is the most important part.
  • the local supercooling part (the part that has become locally lower than the ambient temperature) that occurred before the subsequent cooling due to the influence of the water cooling of the previous stage cooling is the transition transition from film boiling to nucleate boiling. If this happens, the temperature of the low temperature part will cool faster, and the temperature unevenness will increase. And this temperature unevenness enlarges to 500 ⁇ : below, especially at 480 and below temperature range.
  • the Any method of the prior art may be used as a method for carrying out nucleate boiling.
  • a transition boiling region can be avoided by cooling at a water density of 2000 L / min. M 2 . Cooling is possible.
  • the cooling method is preferably laminar or jet cooling, which has excellent straightness with respect to the upper surface of the steel sheet.
  • As the shape of the nozzle there are generally a circular tube and a slit nozzle, but there is no problem even if either is adopted.
  • a nozzle for example, when employing a circular tube laminar one, is turned on water is preferably 2000L / min. M 2 when cooled in 2500L / min. M 2 or more and a flow rate of 4m / s or more flow rates stable It is preferable to achieve both of these because effective cooling is possible.
  • the cooling water falls on the bottom surface of the steel plate due to the effect of gravity, the cooling water does not get on the steel plate and a liquid film cannot be formed, so a cooling method such as spraying may be used, and laminar jet cooling Even if it is adopted, the flow rate may be 4 m / s or less, and there is no problem if the cooling water is injected at 2000 L / min. M 2 or more.
  • the latter cooling (cooling after air cooling) is preferably set to lOO V s or more in order to control the steel structure. If it is less than lOO V s, ferrite transformation proceeds during cooling, and it becomes difficult to control the fraction of the ferrite phase and the paynite phase.
  • cooling is performed in the nucleate boiling region, and a cooling rate of lOO V s or more can be achieved. By controlling, the desired copper structure can be obtained.
  • the scraping temperature changes the hardness of the bainite phase and thus affects the strength and stretched flange characteristics after processing.
  • the hardness of the bainitic phase increases as the CT decreases, but especially when the scraping temperature is less than 40 (below the TC, martensite begins to form harder than the bainitic phase in addition to the bainitic phase.
  • the steel plate is hardened and the stretch flangeability after processing decreases, whereas if it exceeds 550, cementite is generated at the grain boundary, so the stretch flangeability after processing decreases.
  • ⁇ Above 550 and below, preferably 450 and above 530
  • ⁇ Below, at a scraping temperature of 500 and below, the above is the region where transition boiling from film boiling to nucleate boiling occurs.
  • the winding temperature used in the present invention is a value obtained by measuring the winding temperature at the center of the width of the copper strip in the longitudinal direction of the steel strip and averaging them.
  • the steel of the present invention can be applied to all ordinary known melting methods, and the melting method is not necessarily limited.
  • a melting method it is preferable to melt in a converter, an electric furnace or the like and perform secondary refining in a vacuum degassing furnace.
  • the forging method is preferably a continuous forging method in terms of productivity and quality.
  • the effect of the present invention is not affected even if the direct feeding rolling is performed immediately after the forging or after the heating for the purpose of heat retention and performing the hot rolling as it is.
  • the effect of the present invention can be obtained by heating before rough rolling after rough rolling, by joining rolled materials after rough rolling and performing continuous hot rolling, or by heating and continuous rolling of the rolled material. Not damaged.
  • the steel plate obtained by the present invention is a steel plate with a scale attached to the surface as it is hot-rolled (as it is black), it can be pickled after hot-rolling, There is no difference in characteristics.
  • the temper rolling is not particularly limited as long as it is usually performed.
  • hot dip galvanization and electric galling are possible, and chemical conversion treatment may be performed.
  • the slab having the chemical composition shown in Table 1 was hot rolled under the hot rolling and cooling conditions shown in Table 2 to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 3.2 mm.
  • air cooling was performed during the cooling stop following cooling after finish rolling.
  • these hot-rolled sheets were subjected to normal pickling treatment.
  • a radiation thermometer NEC Sanei Co., Ltd. model: TH 7 80 0
  • TH 7 80 0 a radiation thermometer
  • test piece (pickling material) for the hole expansion test collected above was cold-worked with a reduction rate of 10%, a 130-square plate was cut out from the cold-worked steel plate, and a 10 ⁇ hole was punched out. . Thereafter, the 60 ° conical punch was pushed up from the opposite side of the burr, the hole diameter dmm was measured when the crack penetrated the steel plate, and the hole expansion ratio; L (%) was calculated from the following equation.
  • the variation in the steel sheet is defined as the local low temperature area where the local scraping temperature is less than 400 based on the temperature measurement result of the radiation thermometer, and the local low temperature area ratio S (% ).
  • the steel sheet with less material variation was defined as S ⁇ 5%.
  • S 0% was originally desired, but S ⁇ 53 ⁇ 4 was defined as a steel plate with few material variations in consideration of the case where a local supercooled part occurs for some reason before the subsequent cooling.
  • CT 400 part the normal part
  • CT ⁇ O: part the mechanical properties of the local supercooled part
  • CT ⁇ O: part the normal part of the steel sheet obtained by rolling steel C in Experiment No. 4 to 5 in Table 2 are shown.
  • Table 3 shows. Even within the scope of the present invention, it can be seen that the steel sheet is hardened in the local low-temperature part as compared with the normal part, and the stretch flangeability after processing is reduced.
  • the scraping temperature is 400 or more, for example, hardening of the steel sheet is unavoidable, and in addition, hardening is further promoted in the local supercooled portion. If such a local cooling part is generated, it is necessary to cut off and dispose of the local cooling part, so that the yield of the steel sheet decreases.
  • the volume fraction of bainite was calculated by the following method.
  • a specimen for a scanning electron microscope (SEM) was taken from the vicinity of the specimen where the tensile specimen was taken, the thickness cross section parallel to the rolling direction was polished and corroded (nitrite), and then a SEM photograph was taken at a magnification of 1000 times. (10 fields of view)
  • the bainite phase was extracted by image processing.
  • the area of the bainite phase and the area of the observation field were measured by image analysis processing to obtain the area fraction of the bainite, and this was used as the bainite volume fraction.
  • Table 2 shows the experimental results. TS and ⁇ values are shown as the average of three points.
  • the copper structure other than the bainite phase was a layelite phase. It can be seen that the example of the present invention has almost no local low-temperature portion in the coil and is excellent in stretch flangeability after processing.

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Abstract

強度490MPa以上で、10％加工後の穴広げ率λが80％以上を有する伸びフランジ性に優れかつコイル内の局所的材質変動の少ない高強度鋼板を製造できる方法を提供する。質量%で、C：0.05～0.15%、Si：0.1～1.5%、Mn：0.5～2.0%、P：0.06%以下、S：0.005%以下、Al：0.10%以下を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を1150℃～1300℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とし、その後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。

Description

明細書 高強度熱延鋼板の製造方法 技術分野
本発明は、 自動車用部材の素材に適した加工後の伸びフランジ性に優れかつコイル 内の局所的な特性変動の少ない引張強度が 490MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法 に関する。 背景技術
近年、 環境問題に対する関心が高まるなか、 自動車用鋼板は軽量化による燃費向上 を目的に、 一層の高強度一薄肉化が要求されるようになっている。 現状、 最も多く使 用されている高強度熱延鋼板は 440MPa級であるが、上述の理由により最近では 490MP a級以上、 特に 590MPa級の鋼板の使用量が増大している。 しかしながら、 高強度化に 伴い伸ぴおよび伸びフランジ特性が低下するため、 プレス加工時の割れや歩留まり低 下が大きな問題となっている。
一方で近年のプレス技術の進歩により、 伸びフランジ変形部位では、 ドロー （絞り および張り出し） →トリム （穴抜き) →リストライク （穴広げ） のような加工工程の 採用が増加している。 このような加工工程を経て成形させる鋼板には、 加工が加えら れ、 穴抜きされた後の伸ぴフランジ特性が必要とされるが、 このような新しい加工方 法に対応した 490MPa級以上の鋼板は開発されていない。
加工の加えられていない鋼板の伸ぴフランジ性を向上させる技術として、 特許文献 1および特許文献 2には、 Siを添加したスラブを 1200 C以下に加熱し、熱延後所定温 度まで急冷したのち、空冷を柽て 350〜550ΐ:で卷き取ることによりべィナイト主体の 組織とする技術が開示されている。 しかしながら、これらの技術は Si添加による赤ス ケールの生成を抑制するため、 スラブの加熱温度が低く、 圧延荷重の増大や表面性状 の劣化が問題となる。 さらにべィナイト主体の組織では加工後の伸びフランジ性に劣 る問題点もある。
特許文献 3には、前段の冷却を主体にし、 540^以下の温度域の冷却を緩冷却 （冷却 速度で 5〜30で /sの低い冷却速度） とし、 冷却を膜沸騰領域で冷却することによりコ ィル内の材質変動の少なく、 かつ伸びフランジ性に優れた鋼板の製造技術が開示され ている。 しかしながら、 500T:以下、 特に 480で以下の温度域を膜沸縢を利用して冷却 する場合には、 それ以前の冷却過程で発生した局所的な温度ムラ （例えば形状不良に もとづく、 水のりによる局所冷却など） が拡大することは避けられず、 コイル内で局 所的に材質変動が生じる。 加えて低冷却速度では冷却中に一部フニライト変態が進行 するため、 フェライトとべイナィトの分率制御が難しく、 その結果、 加工後の伸びフ ランジ性の改善が十分でない。 さらに設備的には冷却ラインのライン長が長くなると いう問題点も生じる。
特許文献 4には、 仕上げ圧延中に 70%以上の圧延を行い、圧延後 120t/s以上の超 急冷を行い、 620~680 に 3〜7秒保持することにより微細なフェライト組織を得、そ の後さらに 50~150^ の冷却速度で冷却し、 400〜450でで巻き取ることにより強度、 降伏比、 伸びフランジ性などの総合的なバランスに優れた鋼板が得られる技術が開示. されている。 しかしながら、 この技術では仕上げ圧延中の大圧下により表面欠陥が発 生しやすいという問題点があるとともに、熱延後の超急冷により鋼板形状が悪くなる。 形状の悪い鋼板を 50T S以上の冷却速度で 480¾以下に冷却すると、局所的に冷却の 不均一が拡大するため、 局所的な材質変動が生じるという問題点がある。
なお、 特許文献 5には、 巻き取り工程を有しない厚鋼板の冷却制御技術が開示され ている。 この技術は、 冷却の前段を全面膜沸騰で、 冷却の後段を全面核沸騰で冷却す ることにより冷却ムラ等に起因する厚鋼板の表層と内部の硬度差を縮小し、 厚銅板の 材質ばらつきを低減しょうとするものである。 しかしながら、 この技術は板厚 10mm を越える厚鋼板に適用されるものであり、卷き取り工程を有し、板厚が 10mm未満、一 般には板厚 8mm以下に主に適用される薄鋼板に適用することは難しい。
すなわち、 コイルに巻き取り製造される熱延鋼板 （熱延鋼帯） においては、 熱間圧 延後の冷却ムラを解消するだけでは所望の特性を確保しつつ材質パラツキを解消する ことは困難であり、 例えば、 鋼の成分組成の他、 熱間圧延後の冷却パターンや冷却に 続く巻き取り温度の影響などを考慮して、 所望の特性を得ることのできる鋼組織を確 保できるようにする必要がある。
特許文献 1 ：特開平 0 4— 0 8 8 1 2 5号公報
特許文献 2 ：特開平 0 3 _ 1 8 0 4 2 6号公報
特許文献 3 ：特開平 0 8— 3 2 5 6 4 4号公報 特許文献 4 ：特開平 0 4— 2 7 6 0 2 4号公報
特許文献 5 ：特開 2 0 0 0— 0 4 2 6 2 1号公報 発明の開示
本発明は上記問題点を鑑み、 強度 490MPa以上で、 10%加工後の穴広げ率; Iが 80% 以上を有する伸びフランジ性に優れかつコイル内の局所的材質変動の少ない高張力鋼 板 （高強度鋼板） を製造できる方法を提供することを目的とする。 なお、 本発明の製 造対象は、 概ね板厚が 1. 2mm以上 10mm未満程度の熱延薄鋼板が好適である。
本発明者らは、強度 490MPa以上の鋼板の加工後の伸びフランジ性に関してフェライ トとべイナィト相の分率に関して鋭意研究するとともに、 最適なフェライトとべイナ ィトの分率を安定して確保しつつ、 さらに銅板内の局所的冷却の不均一発生を抑制す る製造方法について検討を重ねた。 ここで、 本発明者らは、 ベイナイト自体の強度が 巻き取り温度に大きく依存し、 具体的には巻き取り温度の低下によりべィナイト自体 の強度が上昇し、 ベイナイトの分率が大きくなり過ぎると、 卷き取り温度の変動に対 して鋼板強度が大きく変動することを知見した。 そこで、 フヱライ トとベイナイトの 分率を最適化することで、 強度の巻き取り温度依存性を低減させ、 さらに遷移沸騰領 域での冷却を避けることで卷き取り時の鋼板の局所的な過冷却部の発生を抑制する方 法について検討した。
その結果、 3(TC/s以上の平均冷却速度で 525t以上 625t以下の冷却停止温度まで 冷却したのち 3秒以上 10秒以下冷却を停止し、引き続き銅板の冷却が核沸騰となるよ うな冷却方法で冷却し、 400^：以上 550で以下で卷き取ることによりフェライト相中に べィナイ ト相を体積分率で 5〜20%均一に分散させることが可能であり、 かつ鋼板の 冷却を核沸縢域で冷却することによりコイル内の局所的冷却の不均一を抑制可能なこ とを見いだした。
本発明は、 上記した知見に基づいて完成されたものである。
すなわち、 本発明は、 以下の特徴を有している。
[ 1 ] 質量％で、
C： 0. 05〜0. 15%、
Si： 0. 1〜1. 5%、
Mn： 0. 5〜2. 0%、 P : 0. 06%以下、
S : 0. 005%以下、
Al： 0. 10%以下
を含み、 残部が Fe及ぴ不可避的不純物からなる鋼片を 1150で〜 1300でに加熱後、 熱 間圧延における仕上げ圧延温度を 800T以上 lOOO 以下とし、その後 30 7s以上の平 均冷却速度で 525 以上 625 以下の冷却停止温度まで冷却したのち 3秒以上 10秒以 下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、 400 以上 55(TC以下で巻き取ることを特徴とする高強度熱延銅板の製造方法。
[ 2 ] 質量％で、
C： 0. 05~0. 15%、
Si： 0. 1〜1. 5%、
Mn： 0. 5〜2. 0%、
P : 0. 06%以下、
S : 0. 005%以下、
A1： 0. 10%以下
を含み、 更に、 Ti： 0. 005~0. 1 %、 Nb： 0. 005~0. 1%、 V： 0. 005~0. 2%、 W： 0. 005 〜0. 2%のうちの 1種または 2種以上を含み、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる 鋼片を 1150 ：〜 1300 に加熱後、 熱間圧延における仕上げ圧延温度を 800 :以上 100 0 以下とし、その後 30で 以上の平均冷却速度で 525 以上 625で以下の冷却停止温 度まで冷却したのち 3秒以上 10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰と なるような冷却方法で冷却し、 400で以上 550 以下で巻き取ることを特徴とする高強 度熱延鋼板の製造方法。
本発明により、 近年のプレス加工方法の変化に対応した加工後の伸びフランジ性に 優れた鋼板の製造が可能である。 さらに、 鋼板の組織制御と鋼板の冷却制御を最適に 組み合わせることで、 従来の冷却方法では解消が困難であった鋼板内の局所的低温部 の発生を抑制することができ、 鋼板内のばらつきの少ない鋼板の製造が可能である。 発明を実施するための最良の形態
次に、 本発明の化学組成を上記範囲に限定した理由について説明する。
C： 0. 05〜0. 15% Cはべイナィトを生成させ必要な強度を確保するのに必要な元素である。 490MPa以 上の強度を得るためには 0. 05%以上が必要であるが、 C量が 0. 15%を越えると粒界の セメンタイト量が多くなり伸びおよび伸びフランジ性が低下する。好ましくは 0. 06〜 0. 12%である。
Si： 0. 1〜1. 5% '
Siは固溶強化によりフユライ ト相の硬度を上昇させ、フェライト相とペイナイト相 との相間硬度差を低減させ、 伸びフランジ性を向上させる。 また、 フェライ ト変態時 のオーステナイト相への Cの濃化を促進させ卷き取り後のべィナイト生成を促す。 伸 ぴフランジ性の向上のためには Si量は 0. 1%以上が必要であるが、 Si量が 1. 5%を超 えると表面性状の低下を招き疲労特性が低下する。好ましくは 0. 3%以上 1. 2%以下で ある。
Mn： 0. 5〜2. 0%
Mnも固溶強化およびべイナィ ト生成に有効な元素である。 490MPa以上の強度を得る ためには 0. 5%以上が必要であるが、 Mn量が 2. 0%を越えると溶接性と加工性が低下 する。 好ましくは 0. 8〜0. 18%である。
P： 0. 06%以下
P量が 0. 06%を超えると偏析による伸びフランジ性の低下を招く。 このため、 Pの 含有量は 0. 06%以下とする必要があり、 好ましくは、 0. 03%以下である。 なお、 Pは 固溶強化に有効な元素でもあるため、 この効果を得る上では 0. 005%以上含有させる ことが好ましい。
S： 0. 005%以下
Sは、 Mnおよび Tiと硫化物を形成するため、伸びフランジ性を低下させると同時に 有効な Mnや Tiの低減を招く。 このため Sは極力低減すべき元素である。 好ましくは 0. 005%以下であり、 より好ましくは 0. 003%以下である。
A1： 0. 10%以下
A1は鋼の脱酸材として重要な元素であるが、 鋼中の A1量が 0. 10%を超えるような 過度の添加は表面性状の低下を招く。 このため、 A1量は 0. 10%以下とする。好ましく は、 0. 06%以下である。 なお、 脱酸効果を十分に確保する上では A1量の下限値は 0. 0 05%程度とする
ことが好ましい。 さらに、 本発明の鋼素材においては、 強度上昇を図るため； 下記 Ti、 Nb、 V、 Wのい ずれか 1種あるいは 2種以上を添加してもよい。
Ti： 0. 005~0. 1%、 Nb： 0. 005〜0. 1%、 V： 0. 005〜0. 2%、 W： 0. 005~0. 2%
Ti、 Nb、 Vおよび Wはいずれも Cと結合し微細な析出物を形成し強度上昇に寄与す る元素である。 しかしながら、上記元素が各々 0. 005%未満では炭化物生成量が不十分 であり、 一方、 Tiおよび Nbは各々 0. 1%超、 Vおよび Wは各々 0. 2%超添加すると、 ベ イナイトの生成が困難になる。 好ましぐは、 Tiおよび Nbは 0. 03〜0· 08%、 Vは 0. 05 〜0. 15%、 Wは 0. 01〜0. 15%である。
そして、上記以外の残部は Feおよび不可避的不純物からなるが、本発明の作用効果 に害をおよぼさない微量元素として Cu、 Ni、 Cr、 Sn、 Pb、 Sbを各々 0. 1%以下の範囲 で含有してもよい。
なお、 本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、 得られる熱延鋼板の鋼組織を、 フニ ライトを主相、 すなわちフェライト相を 80%以上とし、 べィナイト相の体積分率を 3 —20%としょうとするものである。 べィナイト相の体積分率を 3%以上とするのは、該 体積分率が 3%未満では強度 490MPa以上を得るのが困難であるためである。 また、 上 記したように、 ベイナイト自体の強度が卷き取り温度の影響を強く受けるが、 ベイナ ィト相の体積率が 20%を越えると、強度に対するべイナィト相の硬さ依存性が顕在化 し、 ひいては鋼板自体の強度の卷き取り温度依存性が大きくなるため、 ベイナイト相 の体積分率は 20%以下とする。 ベイナイト相の体積分率が大きくなり過ぎさと、 コィ ル内の材質ばらつきに加えて、 コイル間での材質バラツキも大きくなる。 すなわち、 鋼板の材質バラツキを低減するためには、 組織制御と冷却方法の組み合わせが非常に 重要である。 なお、 本発明の高強度熱延鋼板の製造方法においては、 上記べイナイト 相以外は、概ねフェライト相となるが、マルテンサイ ト相ゃ残留 γ相等、フェライト、 べィナイト相以外の相を少量、 具体的には 2%未満程度含んでもよい。
次に、 本発明の製造条件について説明する。
本発明で、 上記鋼板を製造するに際して、 鋼片を 1150^〜1300^に加熱後、 熱間圧 延における仕上げ圧延温度を 800で以上 1000で以下とし、その後 30t/s以上の平均冷 却速度で 525 :以上 625T:以下の冷却停止温度まで冷却したのち 3秒以上 10秒以下冷 却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、 400で以上 550で以下で卷き取ることが必要である。 以下これらの理由について説明する。 鋼片加熱温度： 1150〜1300で以上
鋼片加熱温度を 1150Ϊ以上としたのは、圧延荷重の低減および良好な表面性状の確 保のためである。 また、 Ti、 Nb、 Vおよび Wを添加した場合には加熱時に炭化物を再 溶解させる必要があるが、 1150 未満では再溶解が十分に進まない。 一方、 加熱温度 が 1300 を超えると γ粒の粗大化によりフェライト変態が遅延し伸びおよび伸びフ ランジ性が低下する。 好ましくは 1150"¾：以上 1280で以下である。
仕上げ圧延温度を 800 以上 lOOOt以下 ·
仕上げ圧延温度が soot未満では等軸なフェ イト粒の生成が困難になるとともに、 場合によってはフェライトとオーステナイトの 2相域圧延になり伸びフランジ性が低 下する。 一方、 仕上げ圧延温度が 1000でを越えると本発明の冷却条件を満足するため の冷却ラインのライン長が長くなりすぎる。 好ましくは 820^：以上 950¾以下である。 仕上げ圧延後 30 /3以上の平均冷却速度で 525で以上 625"C以下の冷却停止温度ま で冷却したのち 3秒以上 10秒以下冷却を停止
仕上げ圧延後の平均冷却速度が 30で 未満となると高温からフェライト変態が開 始されべイナイト生成が困難となる。 また長い冷却ラインが必要となる。 このため、 仕上げ圧延温度から冷却停止温度までの平均冷却速度は 30 Vs以上必要である。冷却 停止温度の精度が確保されれば冷却速度の上限に規制はないが、 現状の冷却技術を考 盧すると、 好ましい冷却速度は 30 Vs以上 70(TC/s以下である。
仕上げ圧延後、鋼板は 525 以上 625で以下の冷却停止温度まで冷却されたのち 3秒以 上 10秒以下冷却を停止して空冷とすることが必要である。この冷却を停止して空冷と なっている間に、 オーステナイトからフェライ トへの変態が進み、 鋼板のフェライト 分率を調整することができる。 なお、 該空冷域でフェライト変態しなかったオーステ ナイト部分が、 引き続き行われる急冷の後の巻き取り段階で変態し、 ベイナイトを形 成する。 冷却停止温度が 525で未満となると、 卷き取り後最終的に得られるべィナイ トの体積率が 20%超となることに加えて、膜沸騰から核沸騰への遷移沸騰領¾にかか るため鋼板の温度ムラが発生しやすい。 このため、 冷却停止温度は 525で以上とする 必要があり、 より好ましくは 530 :以上である。 一方、冷却停止温度が 625でを越える と空冷中にフェライ ト生成が促進されすぎ、 最終的に体積率で 3%以上のべィナイト を確保することが困難となる。 このため、 冷却停止温度は 625Ϊ:以下とする必要があ り、 より好ましくは 600t未満である。 次に、 冷却停止時間すなわち空冷時間が 3秒 未満ではフェライト変態が不十分で、最終的に得られるべィナイトの体積率が 20%超 となる。一方、空冷時間が 10秒を超えるとフェライト変態が進行しすぎて、最終的に 得られるベイナイトの体積率が 3%未満となってしまう。 このため、 空冷時間は 3秒 以上 10秒以下とする必要があり、 より好ましくは 3秒以上 8秒以下である。以上の点 をまとめると、前段冷却のより好ましい条件は、冷却停止温度が 530 以上 600¾：未満、 空冷時間が 3秒以上 8秒以下である。
なお、ここで空冷とは、冷却を停止、すなわち強制冷却を停止した状態を意味する。 空冷の間の鋼板の冷却速度は強制冷却を行っている場合と比べて非常に遅く、 空冷の 間の鋼板温度は冷却停止温度近傍の温度となるため、 上記したようにオーステナイト からフヱライトへの変態が進むのであるが、 この空冷に代えて、 冷却を停止して冷却 停止温度近傍に保持する処理としても本発明の効果に何ら変わりはなく、 本発明の範 疇に含まれるものである。 ，
以下に冷却方法について詳述する。
空冷に引き続き銅板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、 400^以上 55 (TC以下で巻き取る
本発明において、 冷却を再開して後段の冷却を行う際の冷却方法は最も重要な部分 である。 前段冷却の水乗りなどの影響により後段の冷却以前に生じた局所的な過冷却 部 （局所的に周囲の温度より低温になってしまった部分) は、 膜沸騰から核沸騰への' 遷移沸騰が起こると、 低温部ほど早く冷えるようになるので、 温度ムラが拡大する。 そしてこの温度ムラ拡大は 500^：以下特に 480で以下の温度域で顕著になる。一方、遷 移沸騰を回避させようとして、 冷却速度を遅くして膜沸騰を利用して冷却する方法も あるが、 この場合でも 500で以下特に 480で以下の温度域の冷却では、それ以前の冷却 過程で発生した局所的な温度ムラ （例えば形状不良にもとづく、 水のりによる局所冷 却など） が拡大することは避けられず、 コイル内で局 的に材質変動が生じる。 そこ で、 本発明者らは遷移沸騰を低温側に移行させる方法ではなく、 核沸騰による冷却を 採用した。 核沸騰域での冷却では、 熱流速の傾きは正となるため、 温度の高い部分ほ ど早く冷えることになる （すなわち、 温度の低い部分ほどゆっくり冷える） 。 このた め、 たとえ後段冷却以前に局所的な過冷却部 （冷却ムラ） が発生していたとしても、 冷却ムラは解消する方向に進むことになり、 その結果、 鋼板内の材質ばらつきが低減 される。 核沸縢を実施する方法は、 従来技術のいずれの方法も用いてもよいが、 核沸縢を確 実にするためには、水量密度 2000L/min. m2で冷却すれば遷移沸騰域を回避して冷却が 可能となる。 これを実施する.冷却方式としては、 鋼板上面に関しては直進性に優れた ラミナ一もしくはジェット冷却が好ましい。 ノズルの形状としては、 一般的に円管や スリットノズルがあるがどちらを採用しても問題はない。
次に、 ラミナ一もしくはジェットの流速は 4m/s以上で噴射するのが好ましい。 これ は、 冷却時に鋼板上に生成する液膜をラミナ一若しくはジュット冷却で安定的に突き 破るための運動量を得る必要があるためである。
よって、 ノズルをデザインする場合、 たとえば円管ラミナ一を採用した場合、 投入 水量が 2000L/min. m2好ましくは 2500L/min. m2以上で且つ流速 4m/s以上の流速で冷却 すれば安定的な冷却できるためこれを両立させることが好ましい。
一方、 鋼板下面については重力の影響から冷却水は落下するため、 鋼板に冷却水が 乗ることはなく液膜も出来ないため、 スプレーなどの冷却形式を用いてもかまわない し、ラミナーゃジエツト冷却を採用した場合でも流速は 4m/s以下でもかまわず、冷却 水量を 2000L/min. m2以上で噴射しておけば問題はない。
なお、 上記後段の冷却 （空冷後の冷却） は、 鋼組織を制御する上で、 lOO V s以上 とすることが好ましい。 lOO V s未満では、冷却中にフェライト変態が進行するため、 フェライ ト相とペイナイト相の分率制御が困難になるためである。
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法においては、 上記したように、 核沸騰域での冷 却としており、 冷却速度 lOO V s以上を達成することができ、 後述するように巻き取 り温度を制御することで、 所望の銅組織とすることができる。
卷き取り温度 （C T ) は、 べィナイ ト相の硬さを変化させるため、 強度および加工 後の伸びフランジ特性に影響をおよぼす。 べィナイト相の硬さは C Tの低下にともな い上昇するが、 特に卷き取り温度が 40(TC未満では、 べィナイト相に加えべィナイ ト 相より硬質なマルテンサイトが生成し始めるため、 鋼板が硬質化し、 かつ加工後の伸 びフランジ性が低下する。 逆に 550でを超えると粒界にセメンタイトが生成するため 加工後の伸びフランジ性が低下する。このため卷き取り温度は 400^：以上 550で以下と する必要がある。 好ましくは 450 以上 530^：以下である。 なお、 卷き取り温度 500で 以下は、 膜沸騰から核沸騰への遷移沸騰が起こる領域であるため上述の核沸騰となる 冷却方法を用いない場合、 温度ムラ、 特に局所的な低温部が生じやすく、 硬質化およ び加工後の伸びフランジ性の低下を招きやすい。 なお、 本発明で用いた卷き取り温度 は、 銅帯の幅中央部の巻き取り温度を鋼帯の長手方向に計測し、 それらを平均した値 である。
本発明鋼は、 通常の公知の溶製方法がすべて適用でき、 溶製方法は限定する必要は ない。 例えば、 溶製方法としは転炉、'電気炉等で溶製し、 真空脱ガス炉にて 2次精鍊 を行うのが好適である。 铸造方法は生産性、 品質上の点から連続铸造法が好ましい。 また、 铸造後直ちにまたは保熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行 う直送圧延をおこなっても本発明の効果に影響はない。 さらに粗圧延後に仕上げ圧延 前で加熱を行っても、 粗圧延後に圧延材を接合して連続熱延を行っても、 さらには圧 延材の加熱と連続圧延を行っても本発明の効果は損なわれない。 そして、 本発明で得 られる鋼板は、 熱間圧延のままの表面にスケールが付着した状態 （黒皮まま） の鋼板 であっても、 熱間圧延後に酸洗を行い酸洗板としても、 その特性に差異はない。 調質 圧延についても通常行われるものであれば特に制限はない。 また溶融亜鉛めつき、 電 気めつきも可能であり、 化成処理を施してもよい。 実施例
表 1に示す化学組成のスラブを表 2に示す熱延および冷却条件により熱延し、 板厚 3. 2誦の熱延板とした。 ここで、 仕上げ圧延後の冷却に引き続く冷却停止中は空冷と した。 次いで、 これら熱延板に通常の酸洗処理を施した。 また、 巻き取り装置の直前 に鋼板の表面温度を 2次元的に測定可能な放射温度計 （N E C三栄株式会社製 型 式： T H 7 8 0 0 ) を設置し、 鋼板の局所的な温度ムラの有無を計測した。 これら熱 延板に通常の酸洗処理を施した。
なお、 表 1に示す空冷後の冷却に関し、 別途実験を行い、 水量密度 2000 L /min. m2 以上で核沸騰となっていることを確認している。
Figure imgf000012_0001
Figure imgf000012_0002
ZZS90/800Zdf/X3d STS8Z0/600Z OAV 得られた酸洗板の先端部から 30mの位置で、 幅方向 4分の 1 (両側） および幅方向 2分の 1の計 3ケ所から 3本の J I S 5号引張試験片 （圧延垂直方向） および 3個の 穴広げ試験用試験片を採取し、 鋼板の機械的性質を調査した。 また、 加工後の伸ぴフ ランジ性は以下の方法により穴広げ率として評価した。 すなわち、 上記で採取した穴 広げ試験用試験片 （酸洗材） に圧下率 10%の冷間加工を施し、 冷間加工後の鋼板から 130 角の板を切り出し、 10 Φの穴を打ち抜いた。 その後 60° 円錐ポンチをバリと 反対側から押し上げ、 亀裂が鋼板を貫通した時点での穴径 dmmを測定し、 穴広げ率; L (%) を次式より算出した。
λ 〔％〕 = ( (d— 10) /10) X 100
鋼板内のバラツキは、放射温度計での測温結果をもとに局所的に卷き取り温度が 40 0で未満となる部分を局所的低温部と定義し、 局所低温部面積率 S (%) として評価し た。
s 〔％〕 = (局所的低温部の面積 Z鋼 Sの全面積） x ioo
ここで、 材質バラツキの少ない鋼板とは、 S< 5%と定義した。 本来 S = 0%が望まし いが、 後段の冷却以前に何らかの原因で局所的な過冷却部が生じてしまう場合を考慮 して S< 5¾を材質パラツキの少ない鋼板と定義した。 なお、鋼 Cを表 2の実験 No. 4お ょぴ 5で圧延した鋼板の局所的な過冷却部 （CTく 400で部） および正常部 （CT^ ^O : 部） の機械的特性を表 3に示す。 本発明の範囲内であっても、 正常部に比べて局所低 温部では鋼板が硬質化するとともに加工後の伸びフランジ性が低下していることがわ かる。 一方、 本発明の範囲、外では卷き取り温度が例え 400で以上であっても鋼板の硬 質化は避けられない、加えて局所的な過冷部ではさらに硬質化が進んでしまう。なお、 このような局所的な冷却部が発生すると、 局所的な冷却部を切り落とし廃却する必要 があるため鋼板の歩留まりが低下する。
ベイナイトの体積分率は以下の方法で算出した。 引張試片を採取した近傍から、 走 査型電子顕微鏡 （SEM) 用試験片を採取し圧延方向に平行な板厚断面を研磨，腐食（ナ イタール） 後、 倍率 1000倍で SEM写真を撮影し （10視野） 、 べィナイト相を画像処 理により抽出した。 その後、 画像解析処理によりべイナイト相の面積および観察視野 の面積を測定してべィナイトの面積分率を求め、これをべイナィトの体積分率とした。 実験結果を表 2に示す。 TSおよび λの値は 3点の平均値で示してある。 なお、 表 2 に示した発明例においてはべイナィト相以外の部分の銅組織はラエライト相であった。 本発明例はコイル内の局所的低温部がほとんど存在しなく、 かつ加工後の伸びフラン ジ性にも優れることがわかる。
Figure imgf000015_0001
*o:核沸騰
X：遷移沸縢
3
Figure imgf000016_0001

Claims

請求の範囲
1 . 質量％で、
C： 0. 05〜0. 15¾、
Si : 0. 1〜1. 5%、
Mn： 0. 5~2. 0%、
P : 0. 06%以下、
S： 0. 005%以下、
A1： 0. 10%以下
を含み、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼片を 1150T〜 1300¾に加熱後、 熱 間圧延における仕上げ圧延温度を 8Q0で以上 1000^以下とし、その後 30T S以上の平 均冷却速度で 525で以上 625 以下の冷却停止温度まで冷却したのち 3秒以上 10秒以 下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、 400¾： 以上 550で以下で卷き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
2 . 質量％で、
C： 0. 05〜0. 15%、
Si： 0. 1〜1. 5%、
Mn： 0. 5〜2. 0%、
P： 0. 06%以下、
S : 0. 005%以下、
A1： 0. 10%以下
を含み、 更に、 Ti： 0. 005〜0. 1%、 Nb： 0. 005〜0. 1ο/0、 V： 0. 005〜0. 2%、 W： 0. 005 〜0. 2%のうちの 1種または 2種以上を含み、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる 銅片を 1150で〜 1300^：に加熱後、 熱間圧延における仕上げ圧延温度を 800で以上 100 以下とし、その後 30 :/s以上の平均冷却速度で 525^以上 625で以下の冷却停止温 度まで冷却したのち 3秒以上 10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰と なるような冷却方法で冷却し、 400^以上 550 :以下で卷き取ることを特徴とする高強 度熱延鋼板の製造方法。 '
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