JP3636112B2

JP3636112B2 - 焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板

Info

Publication number: JP3636112B2
Application number: JP2001238968A
Authority: JP
Inventors: 真次郎金子; 才二松岡; 敬坂田; 和正藤生
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-08-07
Filing date: 2001-08-07
Publication date: 2005-04-06
Anticipated expiration: 2021-08-07
Also published as: JP2003049242A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の構造部材や足周り部材等の使途に供して好適な高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板に関し、特に耐常温時効性の劣化を招くことなしに焼付硬化性の一層の向上を図ろうとするものである。
なお、本発明でいう焼付硬化性の向上とは、加工−焼付塗装後の降伏強さだけでなく、引張り強さの向上をも意味する。
【０００２】
【従来の技術】
特開平４−74824 号公報には、Ｎを多量に含有した鋼を、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とすることからなる焼付硬化型高張力熱延鋼板の製造方法が提案されている。
しかしながら、上記の技術は、鋼中Ｎのみによって加工−塗装焼付処理後の引張強さを増加させようとするものであるが、あまりに多量のＮの添加は現実的でなく、またこの技術では、耐常温時効性への配慮がなされていないため、耐常温時効性が劣化するという問題を残していた。
【０００３】
また、特開2000−297350号公報には、結晶粒の微細化および固溶Ｎの量、存在形態を制御することによって、焼付硬化性と耐常温時効性を改善した熱延鋼板が提案されている。
しかしながら、この技術を用いて焼付硬化性のさらなる向上を図ろうとすると、結晶粒を一層微細化するか、固溶Ｎ量をさらに増大させる必要があるが、結晶粒をさらに微細化することは現実的ではなく、また固溶Ｎを増加させることは常温時効による延性の劣化を招くことから、この技術による改善には限界があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、結晶粒を一層の微細化や固溶Ｎ量のさらなる増大などの必要なしに、焼付硬化性を一層向上させ、しかも耐常温時効性にも優れた高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板を提案することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を行った結果、鋼の成分組成だけでなく、その組織を適正に制御することによって、耐常温時効性の劣化を招くことなしに、焼付硬化性の著しい向上が達成されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００６】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：0.05〜0.12％、
Si：0.5 ％以下、
Mn：1.2 〜3.0 ％、
Ｐ：0.05％以下、
Al：0.001 〜0.1 ％および
Ｎ：0.005 〜0.02％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相を含む複合組織であり、しかも低温変態フェライト相の組織全体に対する割合が面積率で50％超で、かつ低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の２相の平均結晶粒径が８μm 以下であることを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板。
【０００７】
２．上記１において、鋼板が、さらに質量％で
Cr：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下および
Ni：1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板。
【０００８】
３．上記１または２において、鋼板が、さらに質量％で
Ti：0.1 ％以下および
Nb：0.1 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板。
【０００９】
４．上記１〜３のいずれかにおいて、鋼板表面に、めっき層を形成したことを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力めっき鋼板。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
また、本発明において、鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
Ｃ：0.05〜0.12％
Ｃは、鋼の強度を増加させるだけでなく、結晶粒の粗大化を抑制するためにも有用な元素であるが、含有量が0.05％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.12％を超えると溶接性が劣化するので、Ｃ量は0.05〜0.12％の範囲に限定した。
【００１１】
Si：0.5 ％以下
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、必要な強度に応じて適宜含有量を調整する。しかしながら、含有量が 0.5％を超えると加工性を劣化させるだけでなく、低温変態フェライトの生成を阻害するので、Si量は 0.5％以下に限定した。
【００１２】
Mn：1.2 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化元素であり、高強度鋼板を得るための基本的構成元素である。また、低温変態フェライトの生成にも有効に寄与する。しかしながら、含有量が1.2 ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 3.0％を超えると加工性が劣化するだけでなく、溶接性にも悪影響を与えるので、Mn量は 1.2〜3.0 ％の範囲に限定した。
【００１３】
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる元素であり、必要に応じて適宜含有量を調整する。しかしながら、含有量が0.05％を超えると溶接性が劣化し、またＰが粒界に偏析して粒界割れを発生するおそれが生じ、さらには低温変態フェライトの生成をも阻害するので、Ｐ量は0.05％以下に限定した。
【００１４】
Al：0.001 〜0.1 ％
Alは、脱酸剤として有用な元素であり、鋼の脱酸のためには少なくとも 0.001％の含有を必要とするが 0.1％を超えると表面性状が劣化するだけでなく、所定量の固溶Ｎの確保が難しくなるので、Alは 0.001〜0.1 ％の範囲で含有させるものとした。
【００１５】
Ｎ：0.005 〜0.02％
Ｎは、本発明において特に重要な元素であり、鋼中に固溶して加工−塗装焼付処理後の降伏強さおよび引張強さを増加させるのに有効に作用する。この目的のためには、0.005 ％以上のＮの含有を必要とするが、0.02％を超えると内部欠陥の発生率が高くなるだけでなく、連続鋳造時にスラブ割れなどが多発するようになる。そこで、Ｎ量は 0.005〜0.02％の範囲に限定した。より好ましくは 0.007〜0.02％の範囲である。
【００１６】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下およびNi：1.0 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Cr，MoおよびNiはいずれも、固溶強化により鋼の強度上昇に有効に寄与するだけでなく、オーステナイトを安定化する作用により、熱間圧延において低温変態フェライト相を形成し易くする効果がある。この効果を得るためには、Cr，Mo，Niの含有量はそれぞれ 0.1％以上とすることが好ましい。しかしながら、いずれも含有量が1.0 ％を超えるとかえって低温変態フェライト相の生成を阻害するので、それぞれ1.0 ％以下で含有させるものとした。
【００１７】
Ti：0.1 ％以下およびNb：0.1 ％以下のうちから選んだ１種または２種
TiおよびNbはそれぞれ、炭化物、窒化物を形成することによって、強度および靱性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ti, Nbの含有量はそれぞれ0.01％以上とすることが好ましい。しかしながら、いずれも含有量が 0.1％を超えると固溶Ｎを窒化物として固定してしまい、却って焼付硬化性を低下させるので、それぞれ 0.1％以下で含有させるものとした。
【００１８】
以上、必須成分および選択成分について説明したが、本発明では、成分組成範囲を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、その組織および粒径も併せて規定する必要がある。
低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相を含む複合組織になり、しかも低温変態フェライト相の全組織に対する面積率Ｖ（α_B ) ：50％超え
ここでいう低温変態フェライトα_B は、通常の意味のフェライト（ポリゴナルフェライト：α_P ）とは区別され、低温域（概ね 500℃以下）において生成するフェライトで、ベイニティックフェライトあるいは上部ベイナイトのことを意味する。この組織は、本発明において特に重要で、高い焼付硬化性を担うものである。
焼付硬化は、鋼中の侵入型固溶元素（Ｃ，Ｎ）が鋼中の転位を固着し、転位の運動に対する抵抗力が高くなることにより強度が高くなる現象である。低温変態フェライト組織内では、元々転位密度が高くなっているためにその効果が促進され、固着された転位が塑性変形時の転位の運動の抵抗として働くために、極めて高い焼付硬化性を示すようになる。
【００１９】
Ｃ：0.08％, Si：0.2 ％, Mn：2.3 ％, Ｐ：0.01％, Al：0.015 ％およびＮ：0.013 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、種々の条件で熱間圧延して熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板から、低温変態フェライト相を含む鋼組織を有するもの選び出し、さらに平均結晶粒径が８μm 以下のグループと平均結晶粒径が10〜15μm のグループに分類した。
各々のグループについて、低温変態フェライト相が焼付け硬化量に及ぼす影響について調べた結果を図１に示す。なお、焼付処理条件は、予歪量：５％、時効処理：170 ℃×20分とした。
同図に示したとおり、低温変態フェライト相を全組織に対する面積率で50％を超えて含有させ、かつ平均結晶粒径を８μm 以下とすることにより、100 MPa 以上の優れた焼付け硬化量ΔTSが安定して得られている。
【００２０】
上記した低温変態フェライト相以外は、実質的にポリゴナルフェライト相からなるが、一部マルテンサイト相やパーライト相が混入する場合がある。
しかしながら、これらの混入相があまりに多くなると所期した効果を得ることが難しくなるので、これらの相は面積率で10％以下に抑制することが好ましい。すなわち、上記した低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の２相の面積率の合計を90％以上とすることが好ましい。
【００２１】
低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の２相の平均結晶粒径が８μm以下
本発明でいう平均結晶粒径とは、低温変態フェライト相（α_B ) とポリゴナルフェライト相（α_P ) の２相の平均結晶粒径のことであり、この平均結晶粒径を８μm 以下に制限することが重要である。
図１にも示したとおり、平均結晶粒径を８μm 以下とすることによって、製品板の焼付け硬化量（ΔTS）を格段に向上させることができる。
この点、平均結晶粒径が８μm を超える10〜15μm の場合には、さほどの引張強さの上昇は望めなかった。
ここに、結晶粒を微細にすることにより固溶Ｎの存在位置としての粒界面積が増大するが、粒界中に存在する固溶Ｎは室温においては安定で拡散できないため、耐常温時効性の劣化が抑制される。この点、平均結晶粒径が８μm を超えるとこの効果は著しく減少する。
【００２２】
上記のような構成にすることにより、高い焼付硬化性が得られる理由については、次のように考えられる。
焼付硬化は、予加工されたときに生じる可動転位と固溶Ｎとの相互作用により、可動転位が固溶Ｎによって固着されるために生じるものであるが、その際、結晶粒が微細化され、結晶粒界が増加すると、同一歪み量だけ加工されても、可動転位は高密度に分布するようになる。また、低温変態フェライト組織は予加工を加える前からあらかじめ多量の可動転位を含んでおり、予加工後の転位密度も高密度になるため、高い焼付硬化性を呈するようになるものと考えられる。
【００２３】
次に、本発明鋼の好適製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を、高温状態のまま、あるいは冷却したのち、加熱炉に装入して後、熱間圧延を施して熱延板としたのち、所定の温度でコイルに巻き取る。
ここに、スラブ加熱温度は1000〜1300℃程度とするのが好ましい。というのは、加熱温度が1000℃に満たないと熱延板中に十分な量のＮを固溶状態で残存させるのが難しく、一方1300℃を超えると加熱時のオーステナイト粒が粗大化し、平均結晶粒径を８μm 以下にすることが難しくなるからである。
【００２４】
次に、熱間圧延を行うが、この熱間圧延に際しては、仕上圧延出側温度（FDTと記す）を（Ａr₃＋10℃）〜（Ａr₃＋100 ℃）程度とするのが好ましい。
というのは、FDT が（Ａr₃＋10℃）を下回ると仕上圧延温度が低くなりすぎて組織が不均一となり、一部に加工組織が残留したりして、プレス成形時に種々の不具合を発生する危険性が高まり、一方 FDTが（Ａr₃＋100 ℃）を超えると結晶粒の微細化、固溶Ｎ量が確保できなくなるからである。
【００２５】
上記の熱間圧延終了後、引き続く冷却工程を厳密に管理することによって、面積率で50％超の低温変態フェライト相を生成させる。
例えば、以下に述べるような方法によって、面積率で50％超の低温変態フェライト相を生成させることができる。
すなわち、熱間圧延完了後 0.2秒以内に 200℃/s以上の速度で冷却を開始し、400 〜500 ℃にて冷却を停止してから直ちに巻き取り、その後 300℃までの温度域を１℃/s以下で徐冷する。
【００２６】
上記のようにして得られた熱延鋼板は、各種めっき用原板として好適であるので、必要に応じて各種のめっき処理を施すことができる。
ここに、めっさの種類としては、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、電気錫めっき、電気クロムめっきおよび電気ニッケルめっき等が挙げられるが、本発明ではいずれのめっき処理も有利に適用することができる。
【００２７】
【実施例】
表１に示す成分組成になる溶鋼を、小型溶解炉で溶製し、粗圧延により板厚：40mmのシートバーとした。ついで、1250℃に加熱後、圧延終了温度：890 ℃の条件下に３パスの熱間圧延を施して板厚：1.5 mmに仕上げ、引き続きガス冷却を行い、 600〜200 ℃の範囲の特定の温度に１ｈ保持した後、放冷することにより、種々の組織を有する熱延鋼板を作製した。なお、一部については溶融亜鉛めっき処理を施した。
得られた熱延鋼板およびめっき鋼板について、組織試験、引張試験、焼付硬化性試験および常温時効性試験を行った。
【００２８】
なお、鋼組織は、熱延鋼板の圧延方向と直角な方向の断面のナイタールによる腐食現出組織の拡大像によって調査した。
引張試験は、熱延鋼板の圧延方向と直角な方向からJIS ５号引張試験片を採取し、歪速度：10^-3／ｓの条件で実施した。
焼付硬化性試験は、引張試験と同じく、熱延鋼板の圧延方向と直角な方向からJIS ５号引張試験片を採取し、予歪付与後時効処理を施し、歪速度：10^-3／ｓの条件で実施した。なお、焼付処理条件は、予歪量：５％、時効処理条件：170 ℃×20分とした。
そして、焼付け硬化量ＢＨおよび引張り強さの増加代ΔＴＳはそれぞれ、次式
ＢＨ＝（時効後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力）
ΔＴＳ＝（時効後の引張強さ）−（熱延ままの引張強さ）
によって求めた。
常温時効性試験は、50℃，400 ｈの時効処理を施したのち、圧延方向と直角の方向からJIS ５号引張試験片を採取し、歪速度：10^-3／ｓで引張試験を実施し、伸びEI_A を測定し、時効処理前の伸びEIとの差、△El＝El−EI_A で評価した。なお、得られたΔElが 2.0％以下であれば、常温時効性は問題ないといえる。
得られた結果を表２に示す。
【００２９】
【表１】

【００３０】
【表２】

【００３１】
表２から明らかなように、本発明に従い、所定の成分調整を行った上で、面積率で低温変態フェライト相を50％を超えて含有し、かつ平均結晶粒径が８μm 以下の鋼組織とすることにより、焼付け硬化量が格段に高く、また耐常温時効性も良好な高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板を得ることができた。
【００３２】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、自動車の内板部品に使用して好適な、焼付硬化性に格段に優れ、また耐常温時効性も良好な高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】製品板の焼付け硬化量（ΔTS）に及ぼす低温変態フェライト相の影響を、鋼板の平均結晶粒径をパラメータとして示した図である。

Claims

質量％で
Ｃ：0.05〜0.12％、
Si：0.5 ％以下、
Mn：1.2 〜3.0 ％、
Ｐ：0.05％以下、
Al：0.001 〜0.1 ％および
Ｎ：0.005 〜0.02％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相を含む複合組織であり、しかも低温変態フェライト相の組織全体に対する割合が面積率で50％超で、かつ低温変態フェライト相とポリゴナルフェライト相の２相の平均結晶粒径が８μm 以下であることを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板。
請求項１において、鋼板が、さらに質量％で
Cr：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下および
Ni：1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板。
請求項１または２において、鋼板が、さらに質量％で
Ti：0.1 ％以下および
Nb：0.1 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板。
請求項１〜３のいずれかにおいて、鋼板表面に、めっき層を形成したことを特徴とする焼付硬化性に優れた高張力めっき鋼板。