JP2013139625A - 耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.0010〜0.0080%、Si:1.0%以下、Mn:0.1〜1.8%、P:0.100%以下、sol.Al:0.01〜0.5%、N:0.0050%以下を含み、さらにNb:0.005〜0.050%を、C*=C−(12/92.9)Nb>0を満足するように含有し、さらに、Cr:0.01〜0.10%を、Cr≧60C*−0.03またはCu:0.010〜0.050%を、Cu≧42.8C*+0.018を満足するように含有する組成とし、引張強さ:340〜440MPa級の高強度を有し、予歪付与後の塗装焼付き硬化処理後の焼付き硬化量が30MPa以上となる優れた焼付き硬化性と、70℃×60日間の常温時効後の引張試験で降伏伸びが0.8%以下となる優れた耐時効性を有する高強度冷延鋼板。
【選択図】なし
Description
また、「冷延鋼板」には、冷延鋼板と、該冷延鋼板に、電気めっき等の表面処理を施した冷延鋼板をも含む。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき処理、あるいはAlやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっき処理などを含むものとする。
このような要望に対し、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化とを同時に満足させるためには、使用する素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で薄肉化することが効果的であるといわれており、最近では、自動車部品用として高張力鋼板が積極的に使用されている。
このような焼付け硬化型鋼板(BH鋼板)としては、例えば、特許文献1には、C:0.002〜0.015%、Si:1.2%以下、Mn:0.04〜0.8%、P:0.03〜0.10%、Al:0.02%以上でかつN%×4以上、Nb:C%×3〜{C%×8+0.020%}を含み、残部実質的にFeよりなる成形性の優れた高張力冷延鋼板が記載されている。特許文献1に記載された高張力冷延鋼板は、上記した組成の鋼スラブを、全圧下率を90%以上で圧延速度を40m/min以上として熱間圧延し、600℃以上の温度で巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに700〜900℃で10s〜5min間保持する連続焼鈍を施し、500℃までを60℃/min以上の冷却速度で冷却することにより得られるとしている。この冷延鋼板は、引張強さTSが340〜440MPa級で、遅時効性で成形性に優れた鋼板であるとしている。
本発明では、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTSが340〜440MPa級で、優れた耐時効性と優れた焼付き硬化性(BH性)とを兼備した、高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
(1)質量%で、C:0.0010〜0.0080%、Si:1.0%以下、Mn:0.1〜1.8%、P:0.100%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01〜0.50%、N:0.0050%以下、Nb:0.005〜0.050%、Cr:0.010〜0.10%を、C,Nb,Crが次(1)式、次(2)式
C* > 0 ‥‥(1)
Cr > 60C*−0.03 ‥‥(2)
(ここで、C*=C−(12/92.9)Nb、C*:Nbで固定されないC量(理論値)(質量%)、Cr,Nb,C:各元素の含有量(質量%))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
(2)質量%で、C:0.0010〜0.0080%、Si:1.0%以下、Mn:0.1〜1.8%、P:0.100%以下、S:0.03%以下、sol.Al:0.01〜0.50%、N:0.0050%以下、Nb:0.005〜0.050%、Cu:0.010〜0.050%を含み、かつC,Nb,Cuが次(1)式および次(3)式
C* > 0 ‥‥(1)
Cu > 42.8C*+0.018 ‥‥(3)
(ここで、C*=C−(12/92.9)Nb、C*:Nbで固定されないC量(理論値)(質量%)、Cu,Nb,C:各元素の含有量(質量%))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、B:0.0050%以下を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
C:0.0010〜0.0080%
Cは、優れた耐時効性と優れたBH性を兼備させるために、本発明では重要な元素である。所望の優れたBH性を確保するためには、0.0010%以上の含有を必要とする。一方、0.0080%を超える多量の含有は、所望の優れた耐時効性を確保するという観点から、Nb含有量を高く保持する必要があり、材料コストの高騰を招く。また、Nb含有量が少ない場合に上記したようなCの多量含有は、常温で時効を生じさせる場合があり、耐時効性を低下させる。このため、Cは0.0010〜0.0080%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0060%未満、より好ましくは0.0040%以下である。
Siは、固溶強化により鋼板の強度を増加させるとともに、加工硬化能を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1%以上含有することが望ましい。一方、1.0%を超える多量の含有は、熱延時に赤スケールを発生させ鋼板の表面外観を低下させやすく、さらに亜鉛めっき時には不めっきの発生を助長する。また、上記したようなSiの多量含有は、化成処理性をも低下させる。このため、Siは1.0%以下に限定した。なお、好ましくは0.5%以下である。
Mnは、固溶して鋼板の強度を増加させるとともに、SをMnSとして固定しSによる熱間割れを防止する作用を有する。このような効果を得るためには0.1%以上の含有を必要とする。一方、1.8%を超える過剰の含有は、延性、r値を低下させる。このため、Mnは0.1〜1.8%の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2%以下である。
Pは、固溶して鋼板を強化する作用を有するが、粒界に偏析して耐二次加工脆化や溶接性を低下させる。このようなPの悪影響は、0.100%を超える過剰の含有で顕著となる。このため、Pは0.100%以下に限定した。なお、好ましくは0.080%以下である。
S:0.03%以下
Sは、熱間割れを生じさせるとともに、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼板の延性等を低下させる。このため本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、0.03%までは許容できる。このようなことから、Sは0.03%以下に限定した。なお、好ましくは0.01%以下である。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒化物を形成して固溶Nを固定し、耐時効性を向上させる。このような効果を得るためには0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.50%を超える多量の含有は、材料コスト(合金コスト)を高騰させ、さらには表面欠陥の多発を招く。このため、sol.Alは0.01〜0.50%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.30%以下である。
Nは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、0.0050%を超える含有は、耐時効性を低下させる。このため、本発明では、Nは0.0050%以下に限定した。
Nb:0.005〜0.050%
Nbは、炭化物形成能が高く、Cと結合し炭化物を形成しCを固定するとともに、熱延組織を微細化させ、r値を高くする作用を有し、成形性向上に寄与する。このような効果を得るためには0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.050%を超える過剰の含有は、熱間変形抵抗を増加させ、熱延時の圧延負荷を増大させる。このため、Nbは0.005〜0.050%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.006%以上である。
なお、Nbは上記した範囲で、かつCを固定する意味から、次(1)式を満足するように調整して含有する。
(ここで、C*=C−(12/92.9)Nb、C*:Nbで固定されないC量の最大値(質量%)、Nb,C:各元素の含有量(質量%))
C*は、Nbで固定されないC量(理論値)(質量%)であり,NbがすべてNbCとして析出した場合の固溶C量の最大値を意味する。C*が(1)式を満足しない場合、C*が0以下では、所望のBH性を確保できない。このため、C*が0超えとなるように、C含有量に関連してNb含有量を調整する。
Crは、Nbほど強くはないが、Cと相互作用を有する元素である。Crは、常温ではCをトラップ(捕獲)してその拡散を遅滞させ、一方、塗装焼付け処理時には、Cと乖離して、BH性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Crは0.010%以上の含有を必要とする。一方、0.10%を超える含有は、Cを固定しすぎてBH性が低下する。このため、Crは0.010〜0.10%の範囲に限定した。
Cr > 60C*−0.03 ‥‥(2)
(ここで、C*:Nbで固定されないC量(理論値)であり、NbがすべてNbCとして析出した場合の固溶C量の最大値(質量%)、Cr,C:各元素の含有量(質量%))
Cr含有量が(2)式を満足しない場合、すなわちCrが(60C*−0.03)以下では、C(固溶C)を十分にトラップ(捕獲)できず、部品の成形時にストレッチャーストレインが発生しやすくなり、部品の表面品質が低下しやすくなる。このため、Crは(60C*−0.03)を超えるように調整して含有する。なお、(2)式は本発明者等が見い出した実験式である。
Cu:0.010〜0.050%
Cuは、Crと同様に、Nbほど強くはないが、Cと相互作用を有する元素である。Cuは、Crと同様に、常温ではCをトラップ(捕獲)してその拡散を遅滞させ、一方、塗装焼付け処理時には、Cと乖離して、BH性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Cuは0.010%以上の含有を必要とする。一方、0.050%を超える含有は、Cを固定しすぎてBH性が低下する。このため、Cuは0.010〜0.050%の範囲に限定した。
Cu > 42.8C*+0.018 ‥‥(3)
(ここで、C*=C−(12/92.9)Nb、C*:Nbで固定されないC量(理論値)(質量%)、Cu、Nb、C:各元素の含有量(質量%)
Cu含有量が(3)式を満足しない場合、すなわちCuが(42.8C*+0.018)以下では、C(固溶C)を十分にトラップ(捕獲)できず、部品の成形時にストレッチャーストレインが発生しやすくなり、部品の表面品質が低下しやすくなる。このため、Cuは(42.8C*+0.018)を超えるように調整して含有する。なお、(3)式は本発明者等が見い出した実験式である。
B:0.0050%以下
Bは、粒界に偏析して、耐二次加工脆化性を向上させる元素である。このような効果を確保するためには0.0003%以上含有することが望ましいが、0.0050%を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、含有する場合は、Bは0.0050%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030%以下である。
なお、本発明冷延鋼板は、フェライト単相組織を有する。ここでいう「フェライト単相組織」とは体積率で95%以上のフェライト相を含む場合をいう。なお、好ましくは98%以上である。フェライト相以外の第二相は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトが例示できる。
本発明では、上記した組成の鋼素材を出発素材とし、該鋼素材に、加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、該冷延焼鈍板に調質圧延を施す調圧工程と、を順次施して、高強度冷延鋼板とする。
鋼素材の加熱温度は、1000〜1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が高く圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険度が増大する。一方、1300℃を超える高温では、酸化重量の増加に伴いスケールロスが増大する。このため、鋼素材の加熱温度は1000〜1300℃の範囲に限定することが好ましい。
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。このとき、仕上圧延終了温度は860℃以上とすることが好ましい。なお、この温度は鋼板の表面温度とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が確保できるように微細な熱延板組織を得るためである。仕上圧延終了温度が860℃未満では、表層部が変態点以下となり粗大粒が形成されたり、未再結晶オーステナイト(γ)からの変態集合組織が強く発達し、冷延焼鈍後に集合組織が発達せず、さらに熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。一方、仕上圧延終了温度が980℃を超えて高温となると、組織が粗大化し、冷延焼鈍後の再結晶集合組織の形成および発達を妨げ、高r値を確保できない場合がある。このようなことから、仕上圧延終了温度は860℃以上980℃以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、880〜940℃である。
なお、冷延工程の前には、適宜酸洗を施すことが好ましい。酸洗方法は常用の方法がいずれも適用できる。
冷延工程では、所望寸法の冷延板とすることができればよく、その条件はとくに限定する必要はないが、冷間圧延の圧下率は、50%以上とすることが好ましい。r値の高い鋼板を得るためには高冷延圧下率とすることが有効であり、圧下率が50%未満では{111}再結晶集合組織が発達せず、深絞り性が低下する場合がある。一方、冷延圧下率を高くすればするほど、r値は上昇するが、冷延圧下率が85%を超えるとその効果が飽和し、さらにロールへの圧延負荷が増加する。このため、冷延圧下率は50%以上85%以下とすることが好ましい。
焼鈍温度が、760℃未満では、未再結晶組織が残留し延性が低下する。一方、900℃を超える高温では、焼鈍時にオーステナイト相が生成し、冷却後の低温変態相を生成したり、固溶C量を増加させて、耐時効性を低下させる。このため、焼鈍温度は760〜900℃の範囲の温度に限定することが好ましい。なお、より好ましくは800℃以上である。
なお、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板の組織は、フェライト単相組織となる。フェライト相以外の、例えばマルテンサイト相などの第二相が存在すると、耐時効性が変化するため、その後の、調質圧延や低温熱処理の製造条件が本発明における最適条件から外れることになる。
ついで、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板あるいはさらにめっき処理を施された冷延焼鈍板(めっき板)は、調質圧延工程を施される。
得られた冷延焼鈍板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、焼付け硬化性試験、時効試験を実施し、微視組織、引張特性、焼付き硬化性、耐時効性を調査した。試験方法はつぎのとおりとした。
(1)組織観察
得られた冷延焼鈍板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面(L断面)を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡(倍率:400倍)で組織を観察し、撮像して画像解析により、フェライト相の面積率を求め、これを体積率とした。光学顕微鏡組織写真では、フェライト相の粒内は腐食されず白色を呈する。フェライト相以外に黒く腐食される第2相が存在する場合には,走査型電子顕微鏡(倍率:3000倍)で組織を観察し、撮像して画像解析により、第二相の体積率を求めた。走査型電子顕微鏡組織写真では、フェライト相はやや黒いコントラストを呈し、第二相であるマルテンサイト相は、白いコントラストを呈する粒子として観察される。また、炭化物がラメラー状若しくは点列状に生成している領域をパーライトおよびベイナイト相とした。但し、直径0.2μm以下の細かい第二相は除外した。
(2)引張試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向(C方向)となるように、JIS 5号試験片(GL:50mm)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を実施し、引張特性(降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl)を求めた。
(3)焼付け硬化性試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向(C方向)となるように、JIS 5号試験片(GL:50mm)を採取し、該試験片に2%の予歪を付与したのち、170℃×20minの塗装焼付け相当処理を施した。そして、再引張を行って、熱処理後の上降伏点(降伏応力)を求めた。得られた熱処理後の上降伏点と予歪での到達応力との差を求め、焼付け硬化量(BH量)とした。
(4)時効試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向(C方向)となるように、JIS 5号試験片(GL:50mm)を採取し、時効温度(70℃)で60日間保持した。保持後、(2)引張試験と同様に引張試験を実施し、降伏伸びを求めた。降伏伸びが0.5%以下の場合を耐時効性に優れるとして○と評価した。それ以外の場合を×とした。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.0010〜0.0080%、 Si:1.0%以下、
Mn:0.1〜1.8%、 P:0.100%以下、
S:0.03%以下、 sol.Al:0.01〜0.50%、
N:0.0050%以下、 Nb:0.005〜0.050%、
Cr:0.010〜0.10%
を、C,Nb,Crが下記(1)式および下記(2)式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
記
C* > 0 ‥‥(1)
Cr > 60C*−0.03 ‥‥(2)
ここで、C*=C−(12/92.9)Nb
C*:Nbで固定されていないC量の最大値(質量%)
Cr,Nb,C:各元素の含有量(質量%) - 質量%で、
C:0.0010〜0.0080%、 Si:1.0%以下、
Mn:0.1〜1.8%、 P:0.100%以下、
S:0.03%以下、 sol.Al:0.01〜0.50%、
N:0.0050%以下、 Nb:0.005〜0.050%、
Cu:0.010〜0.050%
を含み、かつC,Nb,Cuが下記(1)式および下記(3)式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
記
C* > 0 ‥‥(1)
Cu > 42.8C*+0.018 ‥‥(3)
ここで、C*=C−(12/92.9)Nb
C*:Nbで固定されていないC量の最大値(質量%)
Cu,Nb,C:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、B:0.0050%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載された高強度冷延鋼板。
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