JP2003321732A - 加工性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 - Google Patents
加工性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法Info
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- JP2003321732A JP2003321732A JP2002129250A JP2002129250A JP2003321732A JP 2003321732 A JP2003321732 A JP 2003321732A JP 2002129250 A JP2002129250 A JP 2002129250A JP 2002129250 A JP2002129250 A JP 2002129250A JP 2003321732 A JP2003321732 A JP 2003321732A
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Abstract
り、溶融亜鉛めっきが可能であり、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引張強度550M
Pa以上の高張力冷延鋼板ならびにそのを提供するこ
と。 【解決手段】 重量%で、C:0.01超〜0.1%、
Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦0.0
4%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦0.00
6%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつMo≦
0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含み、残
部が実質的にFeであり、組織が実質的にフェライト単
相で、原子比で0.5≦C/(Ti+Mo+W)≦1.
5を満たす10nm未満の炭化物が分散している。
Description
機用部材の素材に適した加工性に優れた高張力冷延鋼板
ならびにその製造方法および加工方法に関する。
自動車用鋼板の高強度薄肉化が強く求められている。自
動車用部材はプレス成形により得られる複雑な形状のも
のが多く、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材料が必要である。
−69574号公報に記載されているような、鋼板中に
ベイナイト、マルテンサイト、残留γ相などの硬質相を
分散させた鋼が提案されていた。しかしながら、このよ
うな鋼は780MPa級の強度で55%の穴広げ率と伸
びフランジ性が十分ではなかった。また、単相組織で高
強度鋼板を実現した技術が特開平9−302440号公
報に開示されている。これは、鋼板を均一なベイナイト
とすることで、クラックの発生を抑制し、高強度と曲げ
性を良好なものとしたものである。しかしながら、ベイ
ナイト単相では、曲げ性は改善するものの、伸びが小さ
く、その適用範囲は狭い。さらに、特開平9−1113
96号公報には、フェライトとマルテンサイトの粒径を
規定し、かつマルテンサイトの体積率を限定することで
耐衝撃性に優れた高張力鋼板が提案されている。しかし
ながら、この技術においても、硬質のマルテンサイト相
が亀裂の発生点となるため穴広げ率が低く、またマルテ
ンサイト生成のためにSiを多量に添加しなければなら
ず、溶融亜鉛めっきによる防食は不可能であった。
であって、自動車部品のようにプレス時の断面形状が複
雑な用途に適しており、防食のための溶融亜鉛めっきが
可能であり、加工性の指標である伸びと伸びフランジ性
がともに優れた引張強度550MPa以上の高張力冷延
鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供するこ
とを目的とする。
を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得
た。 (i)転位密度が低い組織とし、微細析出物で強化する
と、強度−伸びバランスが向上する。 (ii)実質的に単相組織とし、微細析出物で強化する
と、強度−伸びフランジ性バランスが向上する。 (iii)Tiと、MoおよびWのうち1種以上を含む炭
化物は微細に析出する。 (iv)炭化物の組成を原子比で0.5≦C/(Ti+M
o+W)≦1.5としたときに炭化物は微細化する。 (v)上記炭化物は、熱延板中で析出すると冷延後焼鈍
時の再結晶温度を上昇させ、焼鈍で再結晶し難くなるこ
とから、熱延板では析出させず、冷延後焼鈍時の再結晶
後に析出させることにより、加工性と強度とを両立させ
ることができる。 (vi)上記炭化物による強化ではSi添加は不要とな
り、防食を目的とした溶融亜鉛めっきが可能となる。
たものであり、以下の(1)〜(9)を提供する。
1%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、残部が実質的にFeであり、組織が実質的にフェラ
イト単相で、原子比で0.5≦C/(Ti+Mo+W)
≦1.5を満たす10nm未満の炭化物が分散している
ことを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
1%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、さらに、V≦0.15%、Nb≦0.08%のうち
1種以上を含み、残部が実質的にFeであり、組織が実
質的にフェライト単相で、原子比で0.5≦C/(Ti
+Mo+W+V+Nb)≦1.5を満たす10nm未満
の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れ
た高張力冷延鋼板。
0.1%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、
P≦0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N
≦0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、か
つMo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を
含み、残部が実質的にFeであり、原子比で0.5≦C
/(Ti+Mo+W)≦1.5を満たし、組織が実質的
にフェライト単相で、10nm未満の炭化物が分散して
いることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
1%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、さらに、V≦0.15%、Nb≦0.08%のうち
1種以上を含み、残部が実質的にFeであり、原子比で
0.5≦C/(Ti+Mo+W+V+Nb)≦1.5を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、10nm未
満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優
れた高張力冷延鋼板。
おいて、重量%で、さらに、B≦0.001%、Cr≦
0.5%、Cu≦0.5%、Ni≦0.5%、Ca≦
0.01%、REMの合計≦0.1%以下を含むことを
特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
おいて、表面粗さがRaで1.5μm以下であることを
特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。
成分組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、600℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、
冷間圧延を行い、10℃/sec以上の加熱速度で70
0〜900℃の温度で焼鈍することを特徴とする加工性
に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
高張力鋼板からなる部材を準備する第1の工程と、前記
部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に
加工する第2の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工方
法。
は、自動車用部品である高張力冷延鋼板の加工方法。
に記載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部
品。
織、化学成分組成、製造方法等に分けて具体的に説明す
る。
実質的にフェライト単相組織であり、原子比で0.5≦
C/(Ti+Mo+W)≦1.5を満たす10nm未満
のTiと、MoおよびWのうち1種以上を含む炭化物が
分散している。この析出物はこれらに加え、Nbおよび
Vの1種以上を含んでいてもよく、その場合には、原子
比で、0.5≦C/(Ti+Mo+W+V+Nb)≦
1.5であることが好ましい。以下、これらについて説
明する。
クスを実質的にフェライト単相組織としたのは、伸びの
向上には転位密度の低いフェライトが有効であり、ま
た、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有
効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効
果が顕著であるためである。ただし、マトリックスは必
ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、実質
的にフェライト単相組織、好ましくは面積比率で95%
以上フェライトであればよい。さらに好ましくは98%
以上である。
W)≦1.5を満たす10nm未満の炭化物:Tiと、
MoおよびWのうちの1種以上とを含む炭化物は、鋼を
強化するのに有効である。従来は、先行技術にあるよう
に炭化物としてTiCやNbCを用いることが主流であ
ったが、Ti、Nbは析出物形成傾向が強いため、Mo
やWを含まない場合、粗大化しやすく、強化に対する効
果が低くなることから、必要な強化量を得るには加工性
を劣化させるまでの析出物が必要となる。これに対し、
Tiと、MoおよびWのうち1種以上とを含む炭化物は
微細に析出し粗大化しにくいため加工性を劣化させずに
鋼を強化することができる。これは、MoおよびWの析
出物形成傾向がTiと比べて弱いため、これらを原子比
で0.5≦C/(Ti+Mo+W)≦1.5を満たすよ
うに含むと炭化物は安定的に微細に存在し、このため強
化に対する効果が高く、加工性を良好に維持できる析出
物量で必要な強化量が得られるためと考えられる。さら
に望ましくは0.8≦C/(Ti+Mo+W)≦1.2
である。この炭化物の平均粒径を10nm未満とするこ
とで、析出物周囲の歪みが転位の移動の抵抗にとってよ
り効果的となり、良好な鋼の強度が得られるため、炭化
物の平均粒径10nm未満とする。好ましくは、平均粒
径5nm以下である。なお、鋼組成において、原子比で
0.5≦C/(Ti+Mo+W)≦1.5を満たすよう
にすれば、上記所望の炭化物を形成することが可能であ
る。
む場合には、NbおよびVの1種以上が含まれることに
なるが、これらが複合した炭化物もTiと、Moおよび
Wのうち1種以上とを含む炭化物と同様、安定的に微細
に存在できる。この場合には、0.5≦C/(Ti+M
o+W+V+Nb)≦1.5とすること、さらには、
0.8≦C/(Ti+Mo+W+V+Nb)≦1.2と
することが望ましい。ただし、Nb、V量はTi量の半
分以下が好ましい。
織を実現するために、その成分組成を、重量%で、C:
0.01%超〜0.1%、Si≦0.3%、Mn:0.
2〜2.0%、P≦0.04%、S≦0.02%、Al
≦0.1%、N≦0.006%、Ti:0.03〜0.
2%を含み、かつMo≦0.5%およびW≦1.0%の
うち1種以上を含み、残部が実質的にFeからなるもの
とする。さらに、上述のように複合析出物にNbおよび
Vの1種以上を含有させる場合には、上記成分に加えN
b≦0.08%、V≦0.15%のうち1種以上を含有
し、残部が実質的にFeからなるものとする。以下、こ
れら各成分について説明する。
かし、0.01%以下では、鋼の強化が不十分であり、
0.1%を超えて添加するとパーライトが形成されるこ
とと析出物が粗大化しやすくなることから伸びと伸びフ
ランジ性を損なうおそれがある。このため、C含有量を
0.01〜0.1%とした。引っ張り強度を550MP
aとするためには、Cを0.015%以上とすることが
望ましい。
えて添加すると、フェライトからのC析出が促進されて
粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフラン
ジ性の低下を招く。また、Siを0.3%以上添加した
場合には、亜鉛めっきのめっき密着性が劣化する。これ
らの理由により、Si含有量を0.3%以下とした。
以上必要であるが、2.0%を超えて添加すると偏析
し、かつ硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下す
る。このため、Mnの含有量を0.2〜2.0%とし
た。鋼を強化する観点から0.5%以上が好ましく、強
度の安定性を重視する場合には1.5%未満が好まし
い。
すると粒界に偏析して伸びフランジ性が低下するため、
0.04%以下とした。
ランジ性を低下させるため、0.02%以下とした。好
ましくは0.01%以下であり、さらに好ましくは0.
005%以下であり、望ましくは0.003%以下であ
る。
えると伸びフランジ性と伸びがともに低下する傾向にあ
ることから、0.1%以下とした。
な窒化物が増え、伸びフランジ性を低下させるため、
0.006%以下とした。
態を抑制しつつTiとの微細な炭化物、または、Nbお
よびVの1種以上を含む場合にはTiに加えNbおよび
Vの1種以上を含む微細な炭化物を形成し、優れた伸び
および伸びフランジ性を確保し、かつ鋼を強化すること
ができる。しかし、0.5%を超えると硬質相が形成さ
れ伸びフランジ性が低下する傾向にある。このため、M
o含有量を0.5%以下とした。Wを添加しない場合に
は、このような効果を得るためにはMoが0.05%以
上必要であることから、Mo含有量を0.05%以上と
する。
ーライト変態を抑制しつつTiとの微細な複合析出物、
または、NbおよびVの1種以上を含む場合にはTiに
加えNbおよびVの1種以上を含む微細な炭化物を形成
し、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保し、かつ鋼
を強化することができる。しかし、1.0%を超えて添
加すると硬質相が形成され伸びフランジ性が低下する傾
向にある。このため、Wの含有量を1.0%以下とし
た。Moを添加しない場合には、このような効果を得る
ためにはWが0.1%以上必要であることから、W含有
量を0.1%以上とする。
細炭化物を形成することで、優れた伸びおよび伸びフラ
ンジ性を確保しつつ、鋼を強化することができる。しか
し、0.03%未満では、鋼を強化する効果が不十分で
あり、0.2%を超えると伸びフランジ性が低下する。
したがって、Tiの含有量を0.03〜0.2%とし
た。
び/またはWとともに微細炭化物を形成することから、
必要に応じて添加する。しかし、Nb量が0.08%を
超えると結晶粒が一方向に伸び、伸びフランジ性が劣化
する傾向にあるため、Nbを含有させる場合には0.0
8%以下とする。Nbの組織微細化効果を得る観点から
は0.005%以上が好ましい。
るために必要に応じて添加する。しかし、V含有量が
0.15%を超えると粗大な炭化物が析出し、伸びフラ
ンジ性が劣化する傾向にあるため、Vを含有させる場合
には0.15%以下とする。
性、耐食性などの目的に応じて、B≦0.001%、C
r≦0.5、Cu≦0.5%、Ni≦0.5%、Ca≦
0.01%、REM≦0.1%の1種類以上を含んでい
ても特性上問題はない。
の成分規定に加えて原子比で0.5≦C/(Ti+Mo
+W)≦1.5を満たすことが好ましい。C、Ti、M
o、Wに加え、VおよびNbの1種以上を添加する場合
には、0.5≦C/(Ti+Mo+W+V+Nb)≦
1.5を満たすことが望ましい。これは、(C/12)
/{(Ti/48)+(Mo/96)+(W/18
4)}あるいは(C/12)/{(Ti/48)+(M
o/96)+(W/184)+(Nb/93)+(V/
51)}(ただし、これらの式中C、Ti、Mo、W,
V,Nbは各成分の重量%を表す)の値が0.5〜1.
5となるように、C、Ti、Mo、W、さらにはV、N
bの各含有量を調整することにより、強度確保に対して
効果的にTi、Mo、W、さらにはV、Nbを含む炭化
物が均質微細に分散析出しやすくなる。さらに、本発明
では、熱延板組織をフェライト単相とし、粗大なセメン
タイトやパーライトの析出を抑制する必要があるが、上
記原子比の値が0.5未満ではベイニティックフェライ
トが生成し、1.5を超えると熱延板粒界への粗大なセ
メンタイトやパーライトの生成を抑制することが困難と
なり、冷延板の加工性が劣化する。より好ましくは0.
8〜1.2である。
さをRaで1.5μm以下にすることが好ましい。従来
の冷延鋼板では、組織に素地のフェライトよりも硬質の
第二相が存在していたため、プレス成形時の鋼板表面の
凹凸とプレス型とがこすれるときに、この硬質相が潤滑
剤となり、型かじりが生じなかった。しかし、フェライ
ト単相の本発明においては、この第二相がないため、こ
のような潤滑効果を期待することができない。このた
め、局部的な板表面の凹凸と型のこすれを防止する観点
から、表面粗さはRaで1.5μm以下であることが好
ましい。望ましくは0.8μm以下である。
鋼板を製造するに際し、オーステナイト単相域で熱間圧
延し、600℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、
冷間圧延を行い、10℃/sec以上の加熱速度で70
0〜900℃の温度で焼鈍することが好ましい。以下、
これら条件について説明する。
ある。オーステナイト単相域を維持することができない
温度で圧延を行うと粗大粒が発生して伸びフランジ性が
損なわれるので、仕上げ圧延終了までオーステナイト単
相域を維持する。
で再結晶し難くなる。そのため、巻取り時にTiとMo
および/またはWとを含む微細炭化物が析出しないよう
にする必要がある。そのため、巻取温度を600℃未満
とした。望ましくは550℃未満である。ただし、40
0℃未満では、ベイナイトやマルテンサイトが生成して
冷延板の結晶粒が混粒化するおそれがあることから、4
00℃以上が好ましい。
〜900℃の温度で焼鈍 焼鈍時の昇温速度を10℃/sec以上としたのは、炭
化物が析出する前に再結晶させる必要があるためであ
る。10℃/sec未満では、炭化物が再結晶前に析出
することから再結晶が抑制される。さらに望ましくは、
30℃/sec以上である。また、焼鈍温度を700〜
900℃としたのは、700℃未満では、再結晶前に炭
化物が多量に析出し再結晶が抑制され、未再結晶組織が
残存し加工性が劣化し、900℃を超えるとオーステナ
イト変態してしまい炭化物が固溶して所望の強度が得ら
れなくなるとともに焼き入れ組織が生成してフェライト
単相組織が得られなくなるためである。
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき
鋼板とすることも可能である。溶融亜鉛系めっきを行っ
た後に、合金化反応を続けて行った合金化溶融亜鉛系め
っき鋼板も含む。溶融亜鉛系めっき鋼板を製造する際に
は、焼鈍後に連続的に、連続溶融亜鉛系めっきラインに
て溶融亜鉛系めっきを行うことが可能である。ここで、
溶融亜鉛系めっきとは、めっき皮膜が実質的にZnから
なる溶融めっき、またはZnを主体する溶融めっきであ
り、亜鉛の他にCr、Mn等の合金元素が含まれていて
もよい。
れ、特に伸びフランジ性に優れているのでこれをプレス
成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特
にリーンフースメントのようなプレス時の断面形状が複
雑な補強部材を良好な品質で製造することができ、特
に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下
に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言
すればプレス成形品の製造方法について説明する。
法の作業フローの一例を示すフローチャートである。こ
の作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造するこ
とまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的
場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明
に係る高張力鋼板を準備することから始まる(S0、S
1)。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば(S2)、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある(S
3)。前者のS2の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のS3の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工(し
たがって裁断)するようにしておく。その後、S2およ
びS3の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される(S4)。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、3段階以上7段階以下であることが多
い。
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、S2およ
びS3の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、S2の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る高張
力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によ
りプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレ
スを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定さ
れない。
処理機械を設置する場合(図2の(a))もあれば、設
置しない場合(図2の(b))もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、こ
の部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定の
プレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を
施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機に
おいてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構
わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工
機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図2における「裁断」の意味は、図
1における裁断と同じである。
原材料として加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れ
ている本発明に係る高張力冷延鋼板を使用しているの
で、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質
で製造することができ、軽量なものとなる。このような
特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にリーンフォ
ースメント・メンバー等の補強部材である場合に特に有
用である。
を1250℃に加熱し、仕上げ温度900℃、巻取温度
370〜550℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を
酸洗後、冷間圧延率75%で冷間圧延を行い、板厚1m
mとした。続いて、昇温速度を5〜50℃/secで7
00〜870℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍
を行った。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子
顕微鏡(TEM)によって観察し、析出した炭化物寸法
を測定した。また、エネルギー分散型X線分光装置(E
DX)を用いて炭化物を構成する元素分析を行った。さ
らに、ピーク値より各元素の濃度を算出した。また、得
られた鋼板の表面粗さRaを求めた。
験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延
垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験
は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。
さ、析出物の組成比、表面粗さ、機械的性質を併せて示
す。
No.9〜11が比較例である。本発明例のうちNo.
1,3,5,6,7,8は780MPa級冷延鋼板であ
る。これらはいずれもフェライト単相組織を有してお
り、その中に、No.1はTi、Moを含む炭化物、N
o.3はTi、Mo、Wを含む炭化物、No.5はT
i、Mo、W、Nbを含む炭化物、No.6はTi、M
o、W、Vを含む炭化物、No.7,8はTi、Moを
含む炭化物が10nm以下の大きさで微細に分散されて
おり、いずれも優れた伸びおよび伸びフランジ性を有し
ていた。No.7は耐二次加工脆性のためにB、伸びフ
ランジ性向上のためにCaを添加した例であるが、本発
明の効果が得られている。No.8は耐食性向上を目的
にCuおよびNiを添加した例であるが、これらを添加
しても本発明の効果に影響を及ぼさないことが確認され
た。なお、No.8はこのように伸びおよび伸びフラン
ジ性が良好ではあるが表面粗さが大きいため型かじりが
多少懸念される。No.2,4は980MPa級冷延鋼
板の例であり、いずれもフェライト単相組織であり、N
o.2はTi、Moを含む炭化物、No.4はTi、M
o、Wを含む炭化物がフェライト中に析出しており、い
ずれも優れた伸び、伸びフランジ性を有していた。
鋼組成は本発明の範囲内であるが、昇温速度が遅く、再
結晶前に炭化物が析出したため、冷間圧延組織が残留
し、加工性が劣化した。No.10はCが多く、従来の
析出強化鋼の例であるが、組織はフェライトに8%のパ
ーライトが含まれており、伸びフランジ性が悪かった。
No.11は組織をベイナイト単相としたものであり、
伸びフランジ性は良好なものの伸びが低かった。
鋼を1250℃に加熱し、仕上げ温度900℃、巻取温
度500℃で熱間圧延を行った。得られた鋼板を酸洗
後、冷間圧延率75%で冷間圧延を行い、板厚1mmと
した。続いて、昇温速度を50℃/secで750〜8
50℃まで昇温した後冷却するパターンの焼鈍を行っ
た。その後、ガス冷却し、溶融亜鉛ポットに浸漬し、溶
融亜鉛めっきを行った。得られた鋼板から作製した薄膜
を透過型電子顕微鏡(TEM)によって観察し、析出し
た炭化物寸法を測定した。また、エネルギー分散型X線
分光装置(EDX)を用いて炭化物を構成する元素分析
を行った。さらに、ピーク値より各元素の濃度を算出し
た。
験片および穴広げ試験片を採取した。引張試験片は圧延
垂直方向から採取し、引張試験を行った。穴広げ試験
は、日本鉄鋼連盟規格に沿って行った。めっき密着性に
ついては、めっき後密着曲げを行い、目視でめっき剥離
状況を判定した。
さ、析出物の組成比、機械的性質、めっき密着性を併せ
て示す。
り、No.24が比較例である。No.21は、フェラ
イト単相組織中にTi、Moを含む炭化物を析出させた
合金化溶融亜鉛めっき材であり、良好な伸びおよび伸び
フランジ性と、良好なめっき密着性が得られた。No.
22は980MPa級で、フェライト単相組織中にT
i、Moを含む炭化物が析出していた。No.23は7
80MPa級で、フェライト単相組織中にTi、Mo、
Wを含む炭化物が析出していた。No.22,23とも
各強度に応じて優れた伸びおよび伸びフランジ性を示し
た。また、No.22は溶融亜鉛めっき後合金化処理は
していないが、密着曲げによってもめっき剥離は生じ
ず、めっき密着性は良好であった。No.23は合金化
溶融亜鉛めっきを行ったものであり、やはり同様に密着
曲げによってもめっき剥離は生じず、めっき密着性は良
好であった。
加した従来の鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施した例で
あるが、組織がフェライト+パーライトであり、伸びフ
ランジ性が悪かった。また、密着曲げでめっき剥離が生
じ、めっき密着性も悪いことが確認された。
加工性の指標である伸びおよび伸びフランジ性に優れた
高張力冷延鋼板を提供することができ、自動車部材の軽
量化に寄与する効果が顕著である。
ーの一例を示すフローチャート。
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
Claims (10)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.01%超〜0.1
%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、残部が実質的にFeであり、組織が実質的にフェラ
イト単相で、原子比で0.5≦C/(Ti+Mo+W)
≦1.5を満たす10nm未満の炭化物が分散している
ことを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。 - 【請求項2】 重量%で、C:0.01%超〜0.1
%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、さらに、V≦0.15%、Nb≦0.08%のうち
1種以上を含み、残部が実質的にFeであり、組織が実
質的にフェライト単相で、原子比で0.5≦C/(Ti
+Mo+W+V+Nb)≦1.5を満たす10nm未満
の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優れ
た高張力冷延鋼板。 - 【請求項3】 重量%で、C:0.01%超〜0.1
%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、残部が実質的にFeであり、原子比で0.5≦C/
(Ti+Mo+W)≦1.5を満たし、組織が実質的に
フェライト単相で、10nm未満の炭化物が分散してい
ることを特徴とする加工性に優れた高張力冷延鋼板。 - 【請求項4】 重量%で、C:0.01%超〜0.1
%、Si≦0.3%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.04%、S≦0.02%、Al≦0.1%、N≦
0.006%、Ti:0.03〜0.2%を含み、かつ
Mo≦0.5%およびW≦1.0%のうち1種以上を含
み、さらに、V≦0.15%、Nb≦0.08%のうち
1種以上を含み、残部が実質的にFeであり、原子比で
0.5≦C/(Ti+Mo+W+V+Nb)≦1.5を
満たし、組織が実質的にフェライト単相で、10nm未
満の炭化物が分散していることを特徴とする加工性に優
れた高張力冷延鋼板。 - 【請求項5】 重量%で、さらに、B≦0.001%、
Cr≦0.5%、Cu≦0.5%、Ni≦0.5%、C
a≦0.01%、REMの合計≦0.1%以下を含むこ
とを特徴とする、請求項1から請求項4のいずれか1項
に記載の加工性に優れた高張力冷延鋼板。 - 【請求項6】 表面粗さがRaで1.5μm以下である
ことを特徴とする請求項1から請求項5のいずれか1項
に記載の加工性に優れた高張力冷延鋼板。 - 【請求項7】 請求項1から請求項5のいずれかの成分
組成を有する鋼を、オーステナイト単相域で熱間圧延
し、600℃未満で巻取り、さらにスケール除去後、冷
間圧延を行い、10℃/sec以上の加熱速度で700
〜900℃の温度で焼鈍することを特徴とする加工性に
優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項8】 請求項1から請求項6のいずれかに記載
の高張力鋼板からなる部材を準備する第1の工程と、前
記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品
に加工する第2の工程とを有する高張力冷延鋼板の加工
方法。 - 【請求項9】 前記プレス成形品は、自動車用部品であ
る請求項8に記載の高張力冷延鋼板の加工方法。 - 【請求項10】 請求項1から請求項6のいずれかに記
載の高張力冷延鋼板により製造された自動車用部品。
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