JP4178940B2 - 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4178940B2 JP4178940B2 JP2002366751A JP2002366751A JP4178940B2 JP 4178940 B2 JP4178940 B2 JP 4178940B2 JP 2002366751 A JP2002366751 A JP 2002366751A JP 2002366751 A JP2002366751 A JP 2002366751A JP 4178940 B2 JP4178940 B2 JP 4178940B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- transformation phase
- low
- temperature transformation
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車、家電等の分野に適用される高強度冷延鋼板、特に自動車内外板に適した３４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の強度を有した耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費向上を目的として、高強度化が進んでいる。また、単体デザインの複雑化にともない、優れた成形性が要求されている。このような成形性と高強度の両立の要望を満足させるために、極低炭素鋼にＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素を添加したＩＦ鋼を、Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎ等で固溶強化した、高強度ＩＦ鋼が開発されてきた。
【０００３】
しかしながら、ＩＦ鋼はＣをＴｉやＮｂで析出固定するために、結晶粒界が非常に清浄になり、成形後に粒界破壊による二次加工割れが発生しやすくなる。また固溶強化元素としてＰを添加した場合はＰの粒界偏析により二次加工脆性が一層発生しやすくなるという問題点がある。さらに、高強度ＩＦ鋼の場合、固溶強化元素で粒内が強化され、相対的な粒界強度の低下が顕著なため、耐二次加工脆性の評価パラメータである、カップ成形品の縦割れ遷移温度が、著しく劣化するという報告がなされている。
【０００４】
これらを解決する手段として、いくつかの方法が提案されている。例えば特許文献１では、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースに、粒界偏析による耐二次加工脆性の劣化を回避する目的で、Ｐ添加量を出来るだけ低減させ、その分Ｓｉ、Ｍｎを多量添加することで、耐二次加工脆性に優れた高張力鋼板を得る技術が提案されている。
【０００５】
また、特許文献２では、極低炭素鋼を用いて、Ｔｉ、Ｎｂに加えてＢを複合添加させることで、粒界の強度を上昇させ、耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平５−５９４９１号公報
【特許文献２】
特開平６−５７３７３号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特許文献１では、Ｓｉ、ＭｎはＰと比較して固溶強化能が低く、多量に添加しなければ所望の強度が得られないため、加工性の劣化や高コスト化などの問題点がある。さらにＳｉの多量添加はめっき鋼板を製造する場合に不めっき、合金化不良などを引き起こし、冷延鋼板を製造する場合にも化成処理不良などの表面性状劣化を引き起こす。
【０００８】
また、上記特許文献２では、Ｂ添加により再結晶温度が上昇するため、製造コストが高くなるとともに成形性を低下させるという問題点がある。
【０００９】
さらに上述した２つの従来技術は、ＩＦ鋼をベースにするため、強化機構としては主として固溶強化に依存する。したがって、Ｐの粒界偏析による耐二次加工脆性の劣化を回避するために、自ずとＰ添加量は制限されることから、実質的な強度レベルとして３９０ＭＰａ以上の鋼板を安定製造することは極めて困難である。
【００１０】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、３４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度で、自動車内外板用途へ適用可能なプレス成形性を有し、かつ耐二次加工脆性に優れた薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、従来技術では極めて困難であった、優れたプレス成形性を有し、かつ優れた耐二次加工脆性を併せ持つ、高強度薄鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、強化機構として変態強化を積極的に利用して強度を確保することで、従来の耐二次加工脆性に悪影響を及ぼすＰ等の固溶強化元素をできる限り低減させ、さらにフェライト粒径と低温変態相分率を制御することにより、耐二次加工脆性を一段と改善できることを知見した。
【００１２】
具体的には、従来の複合組織鋼と異なり、低温変態相分率を低減するとともに、低温変態相を均一にかつ微細に分散化させた組織とすることで、低温変態相による割れ助長を抑制できること、その上、低温変態相によるピンニング効果で結晶粒径を微細化させることが耐二次加工脆性を改善する鍵であることを見出した。
【００１３】
本発明は、本発明者らのこのような知見に基づいて完成されたものであり、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％（ただし、Ｃ：０．０１％を除く）、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトと体積率２％以上１０％未満の低温変態相からなり、かつフェライト粒径ｄ（μｍ）と低温変態相分率Ｖｍ（％）がｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係を満たすことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板を提供する。
【００１４】
上記に加え、さらにｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下のうち１種以上を含有することもできる。
【００１５】
また、本発明は、上記成分組成を有する鋼を溶製した後、熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続き３℃／ｓ超の速度で４５０〜７００℃の温度範囲に一次冷却し、その後１０℃／ｓ以上の速度でＭｓ点以下の温度まで２次冷却することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を提供する。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、成分組成について説明する。
本発明に係る高強度薄鋼板は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。さらに、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下のうち１種以上を含有してもよい。
【００１７】
Ｃ：０．０１〜０．０５％
Ｃは、本発明において極めて重要な元素の一つである。低温変態相を生成させ、高強度化を達成するには非常に有効な元素であるが、０．０５％を超えて添加した場合、加工性の著しい低下を招き、かつ溶接性も劣化させるので、Ｃ量は０．０５％以下とする。特に、本発明は自動車内外板を主な対象とするため、極めて高い成形性（深絞り性、張出し性等）が必須となる。これらの成形性は、一般にＣ量の増加とともに低下することが知られており、Ｃ量が、０．０５％を超えた場合、フェライト中の固溶Ｃ量が多くなり、上記の成形性を満足できなくなる。さらに、Ｃ量が０．０５％を超えると、熱延段階でスケール性表面欠陥が発生しやすくなり、最終的な亜鉛めっき後の表面性状を劣化させ、自動車内外板レベルの表面品質を得ることができないので、Ｃ量は０．０５％以下に規制する。極めて高い成形性が要求される場合には０．０４％以下に低減することが望ましい。しかし、一定体積率の低温変態相を形成させるためには、一定量含有することが必須である。そのため、Ｃ量を０．０１％以上とする。
【００１８】
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、低温変態相を安定して得るために有効な元素であるが、含有量が高くなると、表面性状および化成処理性が著しく劣化するため、Ｓｉ量を２．０％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：３．０％以下
Ｍｎは、低温変態相の生成に非常に重要な元素であり、本発明では焼入れ性を向上させるため、一定量、好ましくは０．５％以上添加することが必要である。しかし、過剰に添加すると、スラブコストの著しい増加とともに、加工性の劣化を招くので、Ｍｎ量を３．０％以下とする。
【００２０】
Ｐ：０．１％以下
ＰはＳｉと同様に低温変態相を安定させるために有効な元素であるが、多量に添加すると、Ｐの粒界偏析によって粒界を脆化させる。また亜鉛めっきの合金化速度を遅くし、めっき不良や不めっきの原因となる。したがって、Ｐ量は０．１％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、熱間圧延時に粒界に偏析してスラブ割れを発生させ、表面疵の発生割合が高くなるため、その含有量は少ない方がよい。また、０．０３％を超えると、ＭｎＳが析出し、加工性が劣化する。したがって、Ｓ量は０．０３％以下とする。
【００２２】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、クラスター状のアルミナ系介在物が増加し延性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．１％以下とする。介在物を減少させる作用を発揮させるためには、０．０１％以上とすることが望ましい。
【００２３】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは加工性、時効性の観点から、その含有量は少ない方がよい。０．０１％を超えて添加すると、過剰な窒化物の生成により、延性、靱性が劣化する。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、固溶Ｃ、Ｎ量を低下させ、深絞り性を向上させるために有効な元素である。しかしながら、０．１％を超えて含有させても効果が飽和し、冷延後の焼鈍時の再結晶温度が高くなるため、製造性が劣化する。したがって、Ｎｂ量を０．１％以下とする。
【００２５】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、粒界強化に有効な元素である。また焼入れ性向上にも寄与し、低温変態相を安定して得るために添加する。ただし、０．０１％を超えて添加しても、コストに見合う効果が得られないので、０．０１％以下とする。
【００２６】
Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：それぞれ１％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、炭窒化物を形成し、固溶Ｃ、Ｎ量を低下させ、深絞り性を向上させるために有効な元素であるため必要に応じて添加する。しかしながら、０．１％を超えて含有させても効果が飽和し、冷延後の焼鈍時の再結晶温度が高くなるため、製造性が劣化する。したがって、Ｔｉ量を０．１％以下とする。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、焼入れ向上元素であり、低温変態相を安定して生成させるために必要に応じて添加する。ただし、過剰に添加しても、その効果が飽和するばかりか、コスト面でも不利になる。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを添加する場合はそれぞれ１％以下とする。
【００２７】
本発明の薄鋼板においては、上記成分の他、残部は鉄および不可避的不純物である。
【００２８】
次に、ミクロ組織について説明する。
本発明に係る高強度薄鋼板は、上記成分組成を有する他、ミクロ組織がフェライトと体積率２％以上１０％未満の低温変態相からなり、かつフェライト粒径ｄ（μｍ）と低温変態相分率Ｖｍ（％）がｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係を満たす。
【００２９】
低温変態相分率：２％以上１０％未満
低温変態相はクラック発生起点となるので、低温変態相の分率を低減する必要がある。さらに本発明は、高い成形性が要求される自動車外板等を主対象としているため、可能な限り低温変態相分率を下げ、加工性を確保することが非常に重要である。従って、低温変態相分率を１０％未満と規定する。さらに耐二次加工脆性、成形性を改善するには、低温変態相分率を７％未満とすることが望ましい。一方、所望の強度を確保するためには、低温変態相分率を２％以上とする。ここで、低温変態相とは、マルテンサイト相を主体とするが、これ以外に、残留γ相、ベイナイト相、炭化物が含まれていても良い。
【００３０】
フェライト粒径ｄ（μｍ）、低温変態相分率Ｖｍ（％）：ｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６
優れた耐二次加工脆性を得るためには、フェライト粒径ｄと低温変態相分率Ｖｍが最適な範囲にあることが極めて重要である。すなわち、低温変態相分率が大きい場合、よりフェライト粒径を微細化させる必要がある。上述のようにＶｍ＜１０％の範囲内において、フェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１６より大きい場合、低温変態相に対して、フェライト粒径が十分に小さくないので、優れた耐二次加工脆性が得られない。したがって、フェライト粒径ｄは、低温変態相分率Ｖｍが上記範囲内において、ｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係式を満足する範囲に規定する。耐二次加工脆性をさらに改善するには、フェライト粒径をｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１１とすることがより望ましい。
【００３１】
次に、本発明の製造方法について説明する。
本発明では、上述の耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板を得ることが可能な製造方法として、上述の成分組成を有する鋼を溶製した後、熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続き３℃／ｓ超の速度で４５０〜７００℃の温度範囲に一次冷却し、その後１０℃／ｓ以上の速度でＭｓ点以下の温度まで２次冷却する。
【００３２】
本発明では、低温変態相の果たす役割が非常に重要であるため、上記製造条件により、微細で硬質なマルテンサイト主体の低温変態相を生成させる。すなわち、最終ミクロ組織をフェライト＋低温変態相にするために、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の範囲で焼鈍する。上述したように、耐二次加工脆性、成形性をさらに改善するためには、低温変態相分率を下げることが有効である。よって、焼鈍温度は、Ａｃ１点以上、Ａｃ１＋５０℃以下の範囲が望ましい。
【００３３】
その後の１次冷却の冷却速度、停止温度については、パーライト析出による成形性劣化を避けるため、４５０〜７００℃の温度範囲まで３℃／ｓ超の速度で１次冷却する必要がある。ただし、本発明では低温変態相を利用するため、１次冷却速度を３０℃／ｓ以上にした場合、十分に２相分離が進まないため、硬質な低温変態相が生成されずに所望の特性が得られない可能性がある。よって、１次冷却速度を３０℃／ｓ未満とすることが望ましい。マルテンサイト相をより安定して得るためには、５００〜６５０℃の温度範囲まで１次冷却することが望ましい。
【００３４】
その後の２次冷却については、低温変態相を安定して生成するために、Ｍｓ点以下の温度まで、１０℃／ｓ以上の速度で冷却することが必要である。所定の強度を確保した上で、さらに良好な特性を得るためには、２次冷却の速度を２０℃／ｓ超とすることが望ましい。また、２次冷却後に過時効処理を施してもよい。
【００３５】
以上の説明により得られる高強度薄鋼板は、電気亜鉛系めっき鋼板あるいは溶融亜鉛系めっき鋼板としても、目的の効果が得られることはいうまでもない。溶融亜鉛系めっき鋼板の場合、合金化処理を施してもよい。また、これらのめっき鋼板には、めっき後にさらに有機皮膜処理を施してもよい。
【００３６】
なお、本発明においては、スラブを熱間圧延するにあたって、加熱炉で再加熱後に圧延してもよいし、または加熱することなく直接圧延することもできる。また、熱延仕上圧延温度は、Ａｒ３変態点以上で実施するのがよい。冷圧率については、通常の操業範囲内の６０〜８５％とすればよい。
【００３７】
【実施例】
表１に示す鋼番Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブを製造した。
【００３８】
これらスラブを１２００℃に加熱後、Ａｒ３点以上の仕上温度で仕上げ圧延を行い、通常操業の巻取温度の範囲内で熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行った。続いて表２に示す均熱温度、冷却速度にて焼鈍を行い、焼鈍板を得た。得られた焼鈍板についてミクロ組織を観察し、フェライト粒径、低温変態相分率を測定するとともに、その性能を評価した。
【００３９】
引張強さはＪＩＳ５号引張試験片を引張試験して測定した。縦割れ遷移温度は、以下の方法で評価した。まず、それぞれ得られた焼鈍板から、直径１００ｍｍの円形板を採取し、絞り比２．０の深絞り成形を施して、直径５０ｍｍの円筒状カップを成形した。次いで、これら円筒状カップの耳部を除去し、高さ３０ｍｍの試料を作成した。その後、先端６０°の円錐台状の金型に上記作成した試料を底面を上にしてかぶせ、試験機全体を所定の温度に冷却し、一定時間保持した後、試料上方より荷重を加えて、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度を求め、それを縦割れ遷移温度とした。試験結果をフェライト粒径、低温変態相分率測定結果と併せて表２に示す。
【００４１】
図１は表２に示した低温変態相分率とフェライト粒径の関係を整理した図であり、併せて各鋼板の縦割れ遷移温度調査結果を示している。ただし、Ｎｏ．１８〜２１（鋼番Ｎｏ．９〜１２）については図示していない。この図に示すように、フェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１６より小さい場合には、縦割れ遷移温度が−８０℃以下と優れていた。さらにフェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１１より小さい場合は、縦割れ遷移温度が−１００℃以下を示しており、より望ましいことが分かる。これに対し、フェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１６より大きい場合には、縦割れ遷移温度が−５０℃以上であり、耐二次加工脆性が低下していることが分かる。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、化学成分組成を特定の範囲に制御するとともに、フェライト＋低温変態相からなる組織とし、さらに粒径と低温変態相分率の関係を最適化することで、高い成形性を有し、かつ耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板が得られる。このため、本発明の鋼板は、自動車用鋼板を始め、家電等広い分野で適用することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の鋼板の低温変態相分率とフェライト粒径の関係に対する耐二次加工脆性の優劣を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車、家電等の分野に適用される高強度冷延鋼板、特に自動車内外板に適した３４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の強度を有した耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費向上を目的として、高強度化が進んでいる。また、単体デザインの複雑化にともない、優れた成形性が要求されている。このような成形性と高強度の両立の要望を満足させるために、極低炭素鋼にＴｉやＮｂのような炭窒化物形成元素を添加したＩＦ鋼を、Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎ等で固溶強化した、高強度ＩＦ鋼が開発されてきた。
【０００３】
しかしながら、ＩＦ鋼はＣをＴｉやＮｂで析出固定するために、結晶粒界が非常に清浄になり、成形後に粒界破壊による二次加工割れが発生しやすくなる。また固溶強化元素としてＰを添加した場合はＰの粒界偏析により二次加工脆性が一層発生しやすくなるという問題点がある。さらに、高強度ＩＦ鋼の場合、固溶強化元素で粒内が強化され、相対的な粒界強度の低下が顕著なため、耐二次加工脆性の評価パラメータである、カップ成形品の縦割れ遷移温度が、著しく劣化するという報告がなされている。
【０００４】
これらを解決する手段として、いくつかの方法が提案されている。例えば特許文献１では、Ｔｉ添加ＩＦ鋼をベースに、粒界偏析による耐二次加工脆性の劣化を回避する目的で、Ｐ添加量を出来るだけ低減させ、その分Ｓｉ、Ｍｎを多量添加することで、耐二次加工脆性に優れた高張力鋼板を得る技術が提案されている。
【０００５】
また、特許文献２では、極低炭素鋼を用いて、Ｔｉ、Ｎｂに加えてＢを複合添加させることで、粒界の強度を上昇させ、耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平５−５９４９１号公報
【特許文献２】
特開平６−５７３７３号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特許文献１では、Ｓｉ、ＭｎはＰと比較して固溶強化能が低く、多量に添加しなければ所望の強度が得られないため、加工性の劣化や高コスト化などの問題点がある。さらにＳｉの多量添加はめっき鋼板を製造する場合に不めっき、合金化不良などを引き起こし、冷延鋼板を製造する場合にも化成処理不良などの表面性状劣化を引き起こす。
【０００８】
また、上記特許文献２では、Ｂ添加により再結晶温度が上昇するため、製造コストが高くなるとともに成形性を低下させるという問題点がある。
【０００９】
さらに上述した２つの従来技術は、ＩＦ鋼をベースにするため、強化機構としては主として固溶強化に依存する。したがって、Ｐの粒界偏析による耐二次加工脆性の劣化を回避するために、自ずとＰ添加量は制限されることから、実質的な強度レベルとして３９０ＭＰａ以上の鋼板を安定製造することは極めて困難である。
【００１０】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、３４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強度で、自動車内外板用途へ適用可能なプレス成形性を有し、かつ耐二次加工脆性に優れた薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、従来技術では極めて困難であった、優れたプレス成形性を有し、かつ優れた耐二次加工脆性を併せ持つ、高強度薄鋼板を得るために鋭意検討を重ねた。その結果、強化機構として変態強化を積極的に利用して強度を確保することで、従来の耐二次加工脆性に悪影響を及ぼすＰ等の固溶強化元素をできる限り低減させ、さらにフェライト粒径と低温変態相分率を制御することにより、耐二次加工脆性を一段と改善できることを知見した。
【００１２】
具体的には、従来の複合組織鋼と異なり、低温変態相分率を低減するとともに、低温変態相を均一にかつ微細に分散化させた組織とすることで、低温変態相による割れ助長を抑制できること、その上、低温変態相によるピンニング効果で結晶粒径を微細化させることが耐二次加工脆性を改善する鍵であることを見出した。
【００１３】
本発明は、本発明者らのこのような知見に基づいて完成されたものであり、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％（ただし、Ｃ：０．０１％を除く）、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトと体積率２％以上１０％未満の低温変態相からなり、かつフェライト粒径ｄ（μｍ）と低温変態相分率Ｖｍ（％）がｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係を満たすことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板を提供する。
【００１４】
上記に加え、さらにｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下のうち１種以上を含有することもできる。
【００１５】
また、本発明は、上記成分組成を有する鋼を溶製した後、熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続き３℃／ｓ超の速度で４５０〜７００℃の温度範囲に一次冷却し、その後１０℃／ｓ以上の速度でＭｓ点以下の温度まで２次冷却することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を提供する。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、成分組成について説明する。
本発明に係る高強度薄鋼板は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。さらに、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下のうち１種以上を含有してもよい。
【００１７】
Ｃ：０．０１〜０．０５％
Ｃは、本発明において極めて重要な元素の一つである。低温変態相を生成させ、高強度化を達成するには非常に有効な元素であるが、０．０５％を超えて添加した場合、加工性の著しい低下を招き、かつ溶接性も劣化させるので、Ｃ量は０．０５％以下とする。特に、本発明は自動車内外板を主な対象とするため、極めて高い成形性（深絞り性、張出し性等）が必須となる。これらの成形性は、一般にＣ量の増加とともに低下することが知られており、Ｃ量が、０．０５％を超えた場合、フェライト中の固溶Ｃ量が多くなり、上記の成形性を満足できなくなる。さらに、Ｃ量が０．０５％を超えると、熱延段階でスケール性表面欠陥が発生しやすくなり、最終的な亜鉛めっき後の表面性状を劣化させ、自動車内外板レベルの表面品質を得ることができないので、Ｃ量は０．０５％以下に規制する。極めて高い成形性が要求される場合には０．０４％以下に低減することが望ましい。しかし、一定体積率の低温変態相を形成させるためには、一定量含有することが必須である。そのため、Ｃ量を０．０１％以上とする。
【００１８】
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、低温変態相を安定して得るために有効な元素であるが、含有量が高くなると、表面性状および化成処理性が著しく劣化するため、Ｓｉ量を２．０％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：３．０％以下
Ｍｎは、低温変態相の生成に非常に重要な元素であり、本発明では焼入れ性を向上させるため、一定量、好ましくは０．５％以上添加することが必要である。しかし、過剰に添加すると、スラブコストの著しい増加とともに、加工性の劣化を招くので、Ｍｎ量を３．０％以下とする。
【００２０】
Ｐ：０．１％以下
ＰはＳｉと同様に低温変態相を安定させるために有効な元素であるが、多量に添加すると、Ｐの粒界偏析によって粒界を脆化させる。また亜鉛めっきの合金化速度を遅くし、めっき不良や不めっきの原因となる。したがって、Ｐ量は０．１％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、熱間圧延時に粒界に偏析してスラブ割れを発生させ、表面疵の発生割合が高くなるため、その含有量は少ない方がよい。また、０．０３％を超えると、ＭｎＳが析出し、加工性が劣化する。したがって、Ｓ量は０．０３％以下とする。
【００２２】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、クラスター状のアルミナ系介在物が増加し延性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．１％以下とする。介在物を減少させる作用を発揮させるためには、０．０１％以上とすることが望ましい。
【００２３】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは加工性、時効性の観点から、その含有量は少ない方がよい。０．０１％を超えて添加すると、過剰な窒化物の生成により、延性、靱性が劣化する。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、固溶Ｃ、Ｎ量を低下させ、深絞り性を向上させるために有効な元素である。しかしながら、０．１％を超えて含有させても効果が飽和し、冷延後の焼鈍時の再結晶温度が高くなるため、製造性が劣化する。したがって、Ｎｂ量を０．１％以下とする。
【００２５】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、粒界強化に有効な元素である。また焼入れ性向上にも寄与し、低温変態相を安定して得るために添加する。ただし、０．０１％を超えて添加しても、コストに見合う効果が得られないので、０．０１％以下とする。
【００２６】
Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ：それぞれ１％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、炭窒化物を形成し、固溶Ｃ、Ｎ量を低下させ、深絞り性を向上させるために有効な元素であるため必要に応じて添加する。しかしながら、０．１％を超えて含有させても効果が飽和し、冷延後の焼鈍時の再結晶温度が高くなるため、製造性が劣化する。したがって、Ｔｉ量を０．１％以下とする。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは、焼入れ向上元素であり、低温変態相を安定して生成させるために必要に応じて添加する。ただし、過剰に添加しても、その効果が飽和するばかりか、コスト面でも不利になる。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを添加する場合はそれぞれ１％以下とする。
【００２７】
本発明の薄鋼板においては、上記成分の他、残部は鉄および不可避的不純物である。
【００２８】
次に、ミクロ組織について説明する。
本発明に係る高強度薄鋼板は、上記成分組成を有する他、ミクロ組織がフェライトと体積率２％以上１０％未満の低温変態相からなり、かつフェライト粒径ｄ（μｍ）と低温変態相分率Ｖｍ（％）がｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係を満たす。
【００２９】
低温変態相分率：２％以上１０％未満
低温変態相はクラック発生起点となるので、低温変態相の分率を低減する必要がある。さらに本発明は、高い成形性が要求される自動車外板等を主対象としているため、可能な限り低温変態相分率を下げ、加工性を確保することが非常に重要である。従って、低温変態相分率を１０％未満と規定する。さらに耐二次加工脆性、成形性を改善するには、低温変態相分率を７％未満とすることが望ましい。一方、所望の強度を確保するためには、低温変態相分率を２％以上とする。ここで、低温変態相とは、マルテンサイト相を主体とするが、これ以外に、残留γ相、ベイナイト相、炭化物が含まれていても良い。
【００３０】
フェライト粒径ｄ（μｍ）、低温変態相分率Ｖｍ（％）：ｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６
優れた耐二次加工脆性を得るためには、フェライト粒径ｄと低温変態相分率Ｖｍが最適な範囲にあることが極めて重要である。すなわち、低温変態相分率が大きい場合、よりフェライト粒径を微細化させる必要がある。上述のようにＶｍ＜１０％の範囲内において、フェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１６より大きい場合、低温変態相に対して、フェライト粒径が十分に小さくないので、優れた耐二次加工脆性が得られない。したがって、フェライト粒径ｄは、低温変態相分率Ｖｍが上記範囲内において、ｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係式を満足する範囲に規定する。耐二次加工脆性をさらに改善するには、フェライト粒径をｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１１とすることがより望ましい。
【００３１】
次に、本発明の製造方法について説明する。
本発明では、上述の耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板を得ることが可能な製造方法として、上述の成分組成を有する鋼を溶製した後、熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続き３℃／ｓ超の速度で４５０〜７００℃の温度範囲に一次冷却し、その後１０℃／ｓ以上の速度でＭｓ点以下の温度まで２次冷却する。
【００３２】
本発明では、低温変態相の果たす役割が非常に重要であるため、上記製造条件により、微細で硬質なマルテンサイト主体の低温変態相を生成させる。すなわち、最終ミクロ組織をフェライト＋低温変態相にするために、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の範囲で焼鈍する。上述したように、耐二次加工脆性、成形性をさらに改善するためには、低温変態相分率を下げることが有効である。よって、焼鈍温度は、Ａｃ１点以上、Ａｃ１＋５０℃以下の範囲が望ましい。
【００３３】
その後の１次冷却の冷却速度、停止温度については、パーライト析出による成形性劣化を避けるため、４５０〜７００℃の温度範囲まで３℃／ｓ超の速度で１次冷却する必要がある。ただし、本発明では低温変態相を利用するため、１次冷却速度を３０℃／ｓ以上にした場合、十分に２相分離が進まないため、硬質な低温変態相が生成されずに所望の特性が得られない可能性がある。よって、１次冷却速度を３０℃／ｓ未満とすることが望ましい。マルテンサイト相をより安定して得るためには、５００〜６５０℃の温度範囲まで１次冷却することが望ましい。
【００３４】
その後の２次冷却については、低温変態相を安定して生成するために、Ｍｓ点以下の温度まで、１０℃／ｓ以上の速度で冷却することが必要である。所定の強度を確保した上で、さらに良好な特性を得るためには、２次冷却の速度を２０℃／ｓ超とすることが望ましい。また、２次冷却後に過時効処理を施してもよい。
【００３５】
以上の説明により得られる高強度薄鋼板は、電気亜鉛系めっき鋼板あるいは溶融亜鉛系めっき鋼板としても、目的の効果が得られることはいうまでもない。溶融亜鉛系めっき鋼板の場合、合金化処理を施してもよい。また、これらのめっき鋼板には、めっき後にさらに有機皮膜処理を施してもよい。
【００３６】
なお、本発明においては、スラブを熱間圧延するにあたって、加熱炉で再加熱後に圧延してもよいし、または加熱することなく直接圧延することもできる。また、熱延仕上圧延温度は、Ａｒ３変態点以上で実施するのがよい。冷圧率については、通常の操業範囲内の６０〜８５％とすればよい。
【００３７】
【実施例】
表１に示す鋼番Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の鋼を溶製後、連続鋳造によりスラブを製造した。
【００３８】
これらスラブを１２００℃に加熱後、Ａｒ３点以上の仕上温度で仕上げ圧延を行い、通常操業の巻取温度の範囲内で熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行った。続いて表２に示す均熱温度、冷却速度にて焼鈍を行い、焼鈍板を得た。得られた焼鈍板についてミクロ組織を観察し、フェライト粒径、低温変態相分率を測定するとともに、その性能を評価した。
【００３９】
引張強さはＪＩＳ５号引張試験片を引張試験して測定した。縦割れ遷移温度は、以下の方法で評価した。まず、それぞれ得られた焼鈍板から、直径１００ｍｍの円形板を採取し、絞り比２．０の深絞り成形を施して、直径５０ｍｍの円筒状カップを成形した。次いで、これら円筒状カップの耳部を除去し、高さ３０ｍｍの試料を作成した。その後、先端６０°の円錐台状の金型に上記作成した試料を底面を上にしてかぶせ、試験機全体を所定の温度に冷却し、一定時間保持した後、試料上方より荷重を加えて、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度を求め、それを縦割れ遷移温度とした。試験結果をフェライト粒径、低温変態相分率測定結果と併せて表２に示す。
【００４１】
図１は表２に示した低温変態相分率とフェライト粒径の関係を整理した図であり、併せて各鋼板の縦割れ遷移温度調査結果を示している。ただし、Ｎｏ．１８〜２１（鋼番Ｎｏ．９〜１２）については図示していない。この図に示すように、フェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１６より小さい場合には、縦割れ遷移温度が−８０℃以下と優れていた。さらにフェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１１より小さい場合は、縦割れ遷移温度が−１００℃以下を示しており、より望ましいことが分かる。これに対し、フェライト粒径が−０．５×Ｖｍ＋１６より大きい場合には、縦割れ遷移温度が−５０℃以上であり、耐二次加工脆性が低下していることが分かる。
【００４２】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、化学成分組成を特定の範囲に制御するとともに、フェライト＋低温変態相からなる組織とし、さらに粒径と低温変態相分率の関係を最適化することで、高い成形性を有し、かつ耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板が得られる。このため、本発明の鋼板は、自動車用鋼板を始め、家電等広い分野で適用することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の鋼板の低温変態相分率とフェライト粒径の関係に対する耐二次加工脆性の優劣を示す図。
Claims (3)
- ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．０５％（ただし、Ｃ：０．０１％を除く）、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトと体積率２％以上１０％未満の低温変態相からなり、かつフェライト粒径ｄ（μｍ）と低温変態相分率Ｖｍ（％）がｄ＜−０．５×Ｖｍ＋１６の関係を満たすことを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板。
- さらに、ｍａｓｓ％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：１％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板。
- 請求項１または２記載の成分組成を有する鋼を溶製した後、熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延後、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度範囲で焼鈍し、引き続き３℃／ｓ超の速度で４５０〜７００℃の温度範囲に一次冷却し、その後１０℃／ｓ以上の速度でＭｓ点以下の温度まで２次冷却することを特徴とする耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002366751A JP4178940B2 (ja) | 2002-12-18 | 2002-12-18 | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002366751A JP4178940B2 (ja) | 2002-12-18 | 2002-12-18 | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008144044A Division JP5092908B2 (ja) | 2008-06-02 | 2008-06-02 | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004197156A JP2004197156A (ja) | 2004-07-15 |
| JP4178940B2 true JP4178940B2 (ja) | 2008-11-12 |
Family
ID=32763865
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002366751A Expired - Fee Related JP4178940B2 (ja) | 2002-12-18 | 2002-12-18 | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4178940B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8382920B2 (en) | 2006-03-07 | 2013-02-26 | Global Advanced Metals, Usa, Inc. | Methods of producing deformed metal articles |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5659604B2 (ja) * | 2010-07-30 | 2015-01-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| US9816153B2 (en) | 2011-09-28 | 2017-11-14 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method of manufacturing the same |
| KR101795918B1 (ko) | 2015-07-24 | 2017-11-10 | 주식회사 포스코 | 내시효성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
-
2002
- 2002-12-18 JP JP2002366751A patent/JP4178940B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8382920B2 (en) | 2006-03-07 | 2013-02-26 | Global Advanced Metals, Usa, Inc. | Methods of producing deformed metal articles |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004197156A (ja) | 2004-07-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6428970B1 (ja) | ホットプレス部材およびその製造方法 | |
| JP5365216B2 (ja) | 高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP5157215B2 (ja) | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20110030854A1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| US20120175028A1 (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| WO2007080810A1 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| KR101626233B1 (ko) | 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법 | |
| JP5370620B1 (ja) | 薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2012012623A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5070947B2 (ja) | 焼入れ鋼板部材および焼入れ用鋼板とそれらの製造方法 | |
| AU2005227556A1 (en) | High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same | |
| JP2017145468A (ja) | 高強度鋼板 | |
| JP2017145469A (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2012112039A (ja) | 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP2023100953A (ja) | 熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法 | |
| JP2017145467A (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP4525383B2 (ja) | 焼付硬化特性に優れる低降伏比高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013139591A (ja) | 加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2005029867A (ja) | 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5845837B2 (ja) | 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| KR20230100737A (ko) | 코팅 강판 및 고강도 프레스 경화 강 부품 및 그 제조 방법 | |
| JP3879440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP4178940B2 (ja) | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| KR20230100738A (ko) | 코팅 강판 및 고강도 프레스 경화 강 부품 및 그 제조 방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050928 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070712 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070807 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071009 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071211 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080212 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080401 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080602 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080805 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080818 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4178940 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110905 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110905 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120905 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120905 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130905 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |