JP2002003996A - 耐衝撃性に優れた高張力鋼板と製造方法 - Google Patents
耐衝撃性に優れた高張力鋼板と製造方法Info
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Abstract
−延性のバランスを有しかつ、優れた衝撃吸収特性を持
つ高張力鋼板とその溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造
方法の提供。 【解決手段】鋼の化学組成を次の通り調整する。C:0.0
5〜0.20%、Si:0〜2.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0〜0.0
3%、S:0〜0.015%、Ti:0.010〜0.100%、Nb:0.005
〜0.050%、sol.Al:0.01〜0.08%、N:0.002〜0.010
%、かつ、Ti、Nb、C、Nの含有量が(C+N/14×12)
/(Ti/48×12+Nb/93×12)≧5、0.4≦Ti/Nb≦6、を満
足し、さらに、V:0〜0.1%、Cr:0〜0.5%、Mo:0〜0.
5%、Cu:0〜1.0%、およびB:0〜0.005%のうち1種以
上を含有し、残部がF。製造に際しては、熱間圧延を行
い、400〜700℃で巻き取った後、酸洗処理を施し、50〜
90%の圧下率で冷間圧延を行い、次いで750〜900℃で再
結晶焼鈍を施した後、710℃以下までを15℃/s以下の冷
却速度で冷却する。
Description
用部品に用いられ、高強度が必要とされ、さらに自動車
が衝突した場合に優れた衝撃吸収特性が必要とされる用
途に好適な高張力鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板およびその
製造方法に関する。
費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車
体を軽量化するため、高強度鋼板へのニーズが高い。さ
らに、安全性の観点から、静的な強度だけでなく、自動
車が衝突した場合のような高歪み速度で変形する場合に
あっても高い強度を示す、すなわち動的な強度が高い鋼
板が求められている。
試験のときの歪み速度である0.004(1/s) での強度であ
り、動的な強度とは1000(l/s) 程度の歪み速度で引張試
験を行ったときの強度である。また、防錆性が必要とさ
れる部品に関しては動的強度が高く、かつ溶融亜鉛めっ
きを施した鋼板が強く求められている。
板の組織を軟質のフェライト相の中にマルテンサイト等
の硬質相を分散させた複合組織とする方法が知られてい
る。この方法によると強度・延性のバランスに優れる鋼
板が得られ、プレス成形性が向上する。
含む複合組織鋼板とすることによって、延性に優れる鋼
板が得られる。すでに従来にあっても、このような複合
組織鋼板については、組織を制御することにより、衝撃
吸収特性を向上させる手法が数多く開示されている (例
えば、特開平7−90482 号、特開平7−188833号、特開
平8−3677号、特開平8−176723号、特開平9−111396
号、特開平7−18372 号、特開平9−287050号、特開平
9−296247号、特開平11−71635 号、特開平11−100635
号の各公報参照) 。
ためには所定の冷却速度で処理しなくてはならず、容易
に製造できるとは言いがたい。また、残留オーステナイ
トを形成させるにはSi等の多量添加が必要となり、溶融
亜鉛めっきを施した場合、不めっき等が発生し、めっき
品質が劣化する。
オーステナイトの生成を要しない非複合組織鋼板とし
て、特開平10−273754号公報には、高強度高降伏比型の
溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する技術が開示
されている。しかしながら、この場合には、衝撃吸収特
性に関しては考慮されていない。
て、特開平7−54098 号公報にTiとNbの関係式を規定す
ることにより、耐衝撃性を改善した鋼板が開示されてい
る。しかしながら、この技術ではTiとNbをCよりも過剰
に添加しており、延性の劣化はさけられず、プレス成形
性が劣化する。
サイト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびこれら
の組み合わせによる鋼板は、加工性に優れかつ衝撃吸収
に優れるが、所定の性能を得るためには厳密な熱処理が
必要であり、安定して所定の組織を得ることは困難であ
る。一方、製造の容易な非複合組織鋼板の場合、耐衝撃
特性と良好な加工性を合わせ持つ鋼板はまだ得られてい
ない。
織鋼板にて、引張強度490N/mm2以上と優れた強度−延性
のバランスを有しかつ、優れた衝撃吸収特性を持つ高張
力鋼板とその溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を
提供することである。
金添加で強度が得られる析出系に着目し、析出系におい
て延性と耐衝撃特性を向上させる手法を鋭意研究した結
果、以下の事実を見出した。
中に析出することにより、鋼板に所定の強度を付与する
ために添加する元素であるが、炭窒化物を形成させる必
要量以上に添加すると、セメンタイトとして析出する。
このとき、球状セメンタイトを形成させ、パーライトを
減少させれば延性の劣化が少なく、プレス成形性に優れ
る鋼板が得られる。
的に補足すると次の通りである。まず、鋼板をAc1 変態
点以上、Ac3 変態点以下の温度にて均熱すると、フェラ
イトとオーステナイトの2相組織となる。このとき、T
i、Nbが添加されていると微細な炭化物、窒化物、炭窒
化物が形成されるため、均熱中に組織は非常に微細にな
り、強度上昇に寄与する。
すると、炭素は微細なオーステナイト中に固溶する。引
き続いて冷却されるときに、冷却速度を15℃/s 以下に
すると、オーステナイトが微細なため、球状セメンタイ
トが形成される (一部はパーライトとなる)。そのた
め、延性の劣化をまねくパーライトを減少させることが
できたものと考えられる。
系においては、動的な強度 [歪み速度1000(l/s) におけ
る強度] の静的な強度 [歪み速度0.004(l/s)における強
度]に対する比率、いわゆる静動比を種々測定した結
果、静動比が1.2 程度のグループと、1.4 以上のグルー
プとに分かれることが判明した。
てさらに調査を進めた。その結果、NbとTiの比率を一定
範囲内に制御すれば、高い静動比が得られることが判明
し、本発明を完成させた。
ト、残留オーステナイトおよびこれらの組み合わせによ
る鋼板に対して適用しても同様な効果が得られる。すな
わち、この発明は次の通りである。
足し、残部がFeおよび不可避的不純物から成る化学組成
を有する高張力鋼板。
含有する上記(1) 記載の高張力鋼板。
:0.005 %以下含有する上記(1) または(2) 記載の高
張力鋼板。 (4) さらに前記化学組成が、質量%で、Cu:1.0 %以下
含有する上記(1) 〜(3) のいずれか記載の高張力鋼板。
:0.1 %以下、Cr:0.5 %以下、およびMo:0.5 %以
下のうちの1種または2種以上を含有する上記(1) ない
し(4)のいずれかに記載の高張力鋼板。
の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、400 〜700
℃で巻き取った後、酸洗処理を施し、40〜90%の圧下率
で冷間圧延を行い、次いで750 〜900 ℃で再結晶焼鈍を
施した後、710 ℃以下までを15℃/s以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする高張力鋼板の製造方法。
の化学組成であって、Siが含有される場合は、Si:0.6%
以下である化学組成を有し、さらに表面が亜鉛めっきで
被覆されていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
片に熱間圧延を行い、400 〜700 ℃で巻き取った後、酸
洗処理を施し、40〜90%の圧下率で冷間圧延を行い、次
いで750 〜900 ℃で再結晶焼鈍を施した後、710 ℃以下
までを15℃/s以下の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛め
っきを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造
方法。
明する。なお、鋼板の化学組成を規定する「%」は質量
%で表示する。 (1) 鋼板の化学組成 C:CはTi、Nb、V 等と結合して、炭窒化物として鋼中
に析出することにより、鋼板に所定の強度を付与するた
めに添加する元素であるが、本発明では、炭窒化物を形
成させる必要量以上に添加することに特徴がある。
もしくは溶融めっき設備における均熱時に形成されるオ
ーステナイト中に固溶する。引き続いて、冷却されると
きに、球状セメンタイトが形成され、さらなる強度上昇
に寄与する。
効果が不充分であり、0.20%を越えると冷却時に球状化
セメンタイトが生成せず、パーライト主体となるため、
成形性が悪くなるのみならず、溶接性が劣化するので、
0.05〜0.20%とした。好ましくは0.17%以下、0.07%以
上である。
として極めて有効であり、しかも延性の劣化は少ないた
め、機械的性質の面からは多量に添加したい元素であ
る。しかし過度に添加すると溶接性が劣化するので、冷
延鋼板の場合、添加するときは2.0 %以下とする。溶融
亜鉛めっき鋼板の場合、めっき性を著しく阻害するた
め、0.6 %以下とする。 Mn:Mnは強化元素として有効な元素であり、0.5 %以上
添加する。一方、3.0 %以上の添加はコスト増となり、
加工性を害するので、本発明ではMn含有量の範囲は0.5
〜3.0 %とする。好ましくは0.5 〜2.2 %である。
が、溶接特性、めっき性に対しては有害である。そこ
で、本発明では、P の含有量の範囲を0.03%以下とす
る。 S:Sは原料から不可避的に侵入する不純物である。そ
の含有量が0.015 %を越えると鋼板の加工性を損ねるの
で、0.015 %以下とした。
る。そのため、0.01%以上含有される。また、Alは鋼中
のNと結合し、AlN の析出物を形成する。この発明の場
合、Ti、Nbの炭窒化物を形成させる必要があるので、過
度のsol.Alの添加はTi、Nbの炭窒化物形成を妨げる。そ
のため、sol.Alを0.08%以下に限定する必要がある。望
ましくは0.05%以下である。
時のオーステナイト結晶の粒成長を抑制するために0.00
2 %以上必要である。しかし、添加しすぎると延性が損
なわれるので、上限を0.010 %とする。好ましい上限は
0.008%、下限は 0.003%である。
与するとともに、再結晶組織および、均熱中の2相組織
の粗大化を抑止する効果がある。ただし強度に含有する
と再結晶温度を上昇させ、良好な延性が得られないた
め、添加量は下記の範囲とする。
ト中の炭化物 (FeとBの炭化物) を安定化させ、冷却時
にその炭化物を核としてセメンタイトを球状に析出させ
るため、粗大パーライトの析出を抑制する効果を有す
る。従って、B を添加すると、延性の劣化をより効果的
に抑制できる。
させるのが望ましい。しかし、0.005 %を超えると効果
が飽和する。そこで、B の含有量は0.005 %以下、好ま
しくは0.0005〜0.005 %とする。
調整のため、下記範囲で少なくとも1種添加しても良
い。 V:0.1 %以下、Cr:0.5 %以下、Mo:0.5 %以下 Cu:Cuは添加しなくともよいが、冷延鋼板に防錆性を兼
備させる必要がある場合には、1.0 %以下の範囲で含有
させてもよい。
である。 (C+N/14×12) /(Ti/48×12+Nb/93×12) ≧5・・・(1) Ti、Nbを添加した析出強化型鋼板において、良好な強度
延性バランスを得るためには、Ti、Nbの炭化物、窒化
物、炭窒化物を形成させるのに必要以上にCを添加する
必要がある。(1) 式はそれを表した式である。
吸収性を得るには、(2) 式のようにTiとNbの比を限定す
る必要がある。
ついて述べる。この発明において、溶製から熱間圧延ま
では特に制限する必要がなく、通常行われている方法で
よいが、コイル全長にわたって炭窒化物を均一に析出さ
せるために、粗圧延後、粗バー温度を保持または加熱し
て、板内温度変動を140 ℃以内とすると、均一な特性が
得られる。
必要はないが、熱延組織を微細化するため、700 ℃以下
とすることが望ましく、400 ℃未満とすると、硬質変態
組織が生成し、冷間圧延性が悪くなるので、400 ℃以上
が望ましい。
でよいが、再結晶焼鈍後の組織を微細化するために圧下
率は高いほうが望ましい。冷間圧延率が40%未満だと十
分に再結晶せず、90%超だと冷間圧延時の荷重が高くな
り、破断等のトラブルが発生するため、40〜90%とし
た。好ましくは下限は50%、上限は80%である。
おいては、加熱時に十分に再結晶化させ、かつ2相組織
とするために、加熱温度を750 ℃以上とする必要があ
る。また、900 ℃超とすると組織が粗大化するため、加
熱温度は750 〜900 ℃とした。
状に析出させる必要がある。そのために均熱後の冷却速
度を15℃/s以下とする必要がある。望ましくは10℃/s以
下である。またその徐冷終点温度は710 ℃以下とすれ
ば、十分に球状セメンタイトを析出させることができ
る。終点温度が710 ℃より高い場合、パーライトが多く
なるため、延性が劣化する。
の冷却速度を15℃/s以下とした後、通常の溶融亜鉛めっ
き処理を施せばよい。この発明の場合、合金化処理の有
無による機械的性質の変化は小さく、合金化処理につい
てはその有無を問わない。
組織は、フェライト+球状セメンタイトであり、あるい
は、フェライト+球状セメンタイト+パーライトであ
り、いずれの場合にあっても、この発明では、TiとNbの
微細な炭化物、窒化物、炭窒化物が析出している。
囲内の12種類の鋼 (本発明例) と、この発明で規定する
条件から外れる21種類の鋼 (比較例) とを溶製してスラ
ブとした。表1にこれらのスラブの化学組成を示す。
上げた後、550 ℃で巻き取り、板厚3.2mm の熱延鋼板を
得た。これらの熱延鋼板を酸洗した後、1.4mmまで冷間
圧延次いで、連続焼鈍炉にて再結晶焼鈍を行った。その
際、840 ℃で45秒均熱した後、700 ℃までを7℃/sで冷
却した。
的な引張試験を行った。静的な引張試験はJIS Z2201 の
5号試験片を用い、JIS Z2241 の方法で試験を行った。
歪み速度は0.004(l/s)で行った。動的な強度はワンバー
式高速引張試験にて行い、歪み速度を1000(l/s) にて行
った。試験片形状は平行部を10w×20L(mm)とし、動的
歪み速度は弾丸速度÷ゲージレングス(20mm)により求め
た。
び静動比 (動的強度/静的強度) を調べた。TS×El≧15
000 、静動比≧1.3 を目標とした。これらの結果を表2
および図1、図2に記した。
丸、加圧力3kN、通電時間を14cycとして、スポット溶
接を行った。試験片はJIS Z3136 に示す試験片を用い、
2枚重ねで溶接を行い、断面ナゲット径が4.5 ×(t)^
0.5 となるように、電流を調整し、せん断引張試験を行
った。その結果、プラグ内破断が発生した場合を溶接不
良とし、表2中に×で表示した。母材破断した場合、溶
接OKとし、同様に表中に○で記した。
(2) 式を満足する本発明鋼は優れた強度・延性のバラン
スを示した。図1から分かるように、 (1)式がこの発明
を外れる鋼は強度延性バランスが悪く、また図2から分
かるように、(2) 式がこの発明を外れる鋼は静動比が低
かった (図2) 。
下で目標以下だった。また、C、Mn、P、S、Ti、Nb、
の上限が外れた材料は、強度・延性のバランスが悪かっ
た。
比不足。
なため、TS×El不足。鋼No.21 はCが下限外れなため、
鋼No.24 はMnが下限外れなため、強度不足。鋼No.22 は
Cが上限外れなため、鋼No.25 はMnが上限外れなため、
TS×El不足。
限外れなため溶接不良。鋼No.27 、28、29はそれぞれ
S、Ti、Nbが上限外れなためTS×El不足。鋼No.30 、31
はそれぞれAlの下限、上限外れなため、TS×El不足。
れなため、TS×El不足。 [実施例2]表1のうち、鋼No.1〜3のスラブを用い、12
00℃で30分間加熱し、850 ℃で仕上げた後、550 ℃で巻
き取り、板厚3.2mm の熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼
板を酸洗した後、1.4mm まで冷間圧延次いで、連続焼鈍
炉にて再結晶焼鈍を行った。その際、840 ℃で45秒均熱
した後、700 ℃までの冷却速度を1〜40℃/sとした。得
られた冷延鋼板に対して、実施例1と同様に、静的引張
試験と動的引張試験および溶接試験を行った。
示すように、冷却速度がこの発明の範囲を満足する鋼は
優れた強度延性バランスを示した。
範囲を外れる鋼は強度延性バランスが悪かった (図3)
。
00℃で30分間加熱し、850 ℃で仕上げた後、500 ℃で巻
き取り、板厚3.2mm の熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼
板を酸洗した後、1.4mm まで冷間圧延を行い、次いで、
連続溶融亜鉛めっき炉にて再結晶焼鈍およびめっき処理
を行った。その際、780 ℃で18秒均熱した後、690℃ま
での冷却速度を7℃/sとした。その後、目付量が表、裏
ともに45g/m2となるように溶融亜鉛めっきを施した。一
部は皮膜中のFe濃度を8.5 〜12%となるように合金化処
理を行った。合金化処理を行ったものは表4中にFe%を
示した。
施例1と同様に静的および動的引張試験と溶接試験を行
い、結果を表4に示す。表4に示すように、いずれも優
れた強度延性バランスおよび静動比を示したが、Si量が
0.6 %を超える鋼No.4と11には不めっきが発生した。
で30分間加熱し、850 ℃で仕上げた後、表5に示す温度
で巻き取り、熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗
した後、表5に示す冷間圧延次いで、連続溶融亜鉛めっ
き炉にて再結晶焼鈍を行った後、めっき処理を行った。
再結晶焼鈍の均熱時間は18秒で行い、その後の700℃ま
での冷却速度を6℃/sとした。めっき付着量、皮膜中の
Fe濃度を表中に示した。
て、実施例1と同様に静的および動的引張試験と溶接試
験を行い、結果を表5に示す。表5に示すように、巻取
り温度、冷延圧下率、焼鈍温度が本発明範囲から外れる
ものは強度延性バランスが悪かった。
に優れ、かつ耐衝撃性に優れる冷延鋼板および、溶融亜
鉛めっき鋼板が容易に製造できる。
係を示すグラフである。
Claims (8)
- 【請求項1】 質量%で、 C:0.05〜0.20%、 Mn:0.5 〜3.0 %、 P:0.03%以下、 S:0.015 %以下、 Ti:0.010 〜0.100 、Nb:0.005 〜0.050 %、 sol.Al:0.01〜0.08%、N:0.002 〜0.010 % かつ、Ti、Nb、C、Nの含有量が下記(1) 、(2) 式を満
足し、 残部がFeおよび不可避的不純物から成る化学組成を有す
る高張力鋼板。 (C+N/14 ×12) /(Ti/48×12+Nb/93 ×12) ≧5 ・・・・(1) 0.4 ≦Ti/Nb ≦6 ・・・・(2) - 【請求項2】 さらに前記化学組成が、質量%で、Si:
2.0 %以下含有する請求項1記載の高張力鋼板。 - 【請求項3】 さらに前記化学組成が、質量%で、B :
0.005 %以下含有する請求項1または2記載の高張力鋼
板。 - 【請求項4】 さらに前記化学組成が、質量%で、Cu:
1.0 %以下含有する請求項1〜3のいずれか記載の高張
力鋼板。 - 【請求項5】 さらに前記化学組成が、質量%で、V :
0.1 %以下、Cr:0.5 %以下、およびMo:0.5 %以下の
うちの1種または2種以上を含有する請求項1ないし4
のいずれかに記載の高張力鋼板。 - 【請求項6】 請求項1ないし5のいずれかに記載の化
学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、400 〜700 ℃で
巻き取った後、酸洗処理を施し、40〜90%の圧下率で冷
間圧延を行い、次いで750 〜900 ℃で再結晶焼鈍を施し
た後、710 ℃以下までを15℃/s以下の冷却速度で冷却す
ることを特徴とする高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項7】 請求項1ないし5のいずれかに記載の化
学組成であって、Siが含有される場合は、Si:0.6%以下
である化学組成を有し、さらに表面が亜鉛めっきで被覆
されていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。 - 【請求項8】 請求項7に記載の化学組成を有する鋼片
に熱間圧延を行い、400 〜700 ℃で巻き取った後、酸洗
処理を施し、40〜90%の圧下率で冷間圧延を行い、次い
で750 〜900 ℃で再結晶焼鈍を施した後、710 ℃以下ま
でを15℃/s以下の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛めっ
きを施すことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方
法。
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2005240126A (ja) * | 2004-02-27 | 2005-09-08 | Toyo Kohan Co Ltd | 高強度極薄冷延鋼板、その製造方法、それを用いたガスケット用材料およびそれを用いたガスケット材 |
WO2006109522A1 (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
CN117165845A (zh) * | 2023-04-28 | 2023-12-05 | 鞍钢股份有限公司 | 新能源汽车用340MPa级合金化热镀锌板及其制备方法 |
-
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