JP4492111B2

JP4492111B2 - 形状の良好な超高強度鋼板の製造方法

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Publication number: JP4492111B2
Application number: JP2003403869A
Authority: JP
Inventors: 康伸長滝; 浩平長谷川; 哲也妻鹿; 靖田中; 弘澤田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-12-03
Filing date: 2003-12-03
Publication date: 2010-06-30
Anticipated expiration: 2023-12-03
Also published as: JP2005163115A

Description

本発明は、形状の良好な超高強度鋼板の製造方法に関するものである。

近年、自動車に対する軽量化や衝突安全性のニーズの高まりを背景として、センターピラーやサイドシルのような構造用部品、あるいは、バンパーリインホースメントやドアガードバーなどの補強・衝撃吸収部材として、引張強度が780MPaを超える超高強度鋼板の適用が拡大している。このような社会ニーズを受けて、加工性に優れた超高強度鋼板に関する発明が数多く開示されている。

一方で、このような超高強度鋼板の材質設計は、一般的にマルテンサイトやベイナイトといった変態組織強化を利用するため、変態歪や高温からの急冷による熱歪に起因して鋼板形状が劣化しやすくなる。このような形状の劣化は、例えば、自動車メーカーにおけるブランキングラインやプレスラインでのサンプルの落下や成形品形状の劣化、あるいは成形品内部に生じる残留応力の増大に繋がるなど、ユーザーにおける生産性や成形品品質の劣化を招き、大きな問題となる。

上記超高強度鋼板の形状劣化に対して、例えば、特許文献1では、焼き入れ時に高圧水を噴射する、あるいは、さらに過時効処理中に引張応力を付与することにより形状劣化を改善する方法が開示されている。
特開平11-193418号公報

しかしながら、特許文献1では、通板速度の変動による長手方向での形状変動が大きくなりがちで、安定して形状の良好な製品を得ることは困難である。また、焼鈍ライン内の調圧で形状の改善が不十分な場合、別途、調圧ラインに通して形状を矯正する必要があるなど、生産性の劣化が生じる場合がある。

本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、形状の良好な超高強度鋼板を安定して、かつ、効率よく製造する方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した結果、高強度冷延鋼板、特に変態強化型超高強度鋼板に対して、急冷時にできるだけ大きな冷却速度で変態歪および冷却歪を均一に鋼板内部に発生させ、さらに、焼戻温度までの昇温速度を大きくして内部歪を均一に開放することで、その後の調圧で比較的低い荷重で所望の形状が安定して得られることを見出した。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［1］mass%で、C:0.03〜0.25%、Si:2%以下、Mn:1〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.01%以下、sol.Al: 0.1%以下、N: 0.007%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼を熱間圧延、酸洗、またはさらに冷間圧延し、次いで焼鈍・焼戻、調圧して超高強度鋼板を製造するに際し、前記焼鈍・焼戻を下記１）〜４）にて行うことを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。
１）Ac1変態点以上の温度で均熱し、２）急冷開始温度：500℃以上から200℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、３）焼戻温度まで、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、４）200〜500℃（ただし、300℃以下を除く）の温度で焼戻処理を行う。

［2］mass%で、C:0.03〜0.25%、Si:2%以下、Mn:1〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.01%以下、sol.Al: 0.1%以下、N: 0.007%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼を熱間圧延、酸洗、またはさらに冷間圧延し、次いで、焼鈍・焼戻、調質圧延して超高強度鋼板を製造するに際し、前記焼鈍・焼戻を下記１）〜４）にて行うことを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。
１）Ac1変態点以上の温度で均熱し、２）急冷開始温度：500℃以上から200℃以下まで300℃/s以上の冷却速度で急冷し、３）焼戻温度まで、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、４）200〜500℃（ただし、300℃以下を除く）の温度で焼戻処理を行う。

［3］上記［1］または［2］に記載の鋼に、さらに、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、V:0.05〜0.5％、B:0.0002〜0.002%の1種または2種以上を含有することを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。

［4］上記［1］ないし［3］に記載の鋼に、さらに、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%の1種または2種を含有することを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。

［5］上記［1］ないし［4］において、急速加熱を誘導加熱により行うことを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。

なお、これらの手段において、「残部実質的にFe」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。また、本明細書において、鋼の成分を示す%すべてmass%である。

また、本発明において、超高強度冷延鋼板とは、自動車のセンターピラーやサイドシルのような構造用部品、あるいは、バンパーリインホースメントやドアガードバーなどの補強・衝撃吸収部材として好適な引張強度が780MPa以上の冷延鋼板である。

本発明によれば、形状の良好な超高強度鋼板を得ることができ、本発明で得られる超高強度鋼板は自動車の構造用部品や補強吸収部材として最適である。さらに、自動車構造部材として本発明の高強度鋼板を用いた場合、自動車の軽量化、衝撃安全性向上などに寄与し、産業上極めて有益である。

本発明は、下記に示す成分に規定し、さらに焼鈍条件の規定、具体的には、均熱後、急冷開始温度から200℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、次いで、（急冷停止温度＋100）℃以上までを10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し焼戻処理を施すことを特徴とし、これらは本発明において最も重要な要件である。このように成分及び焼鈍条件を規定することにより、変態歪および冷却歪を均一に鋼板内部に発生させ次いで内部歪を均一に開放することが可能となり、形状の良好な超高強度鋼板を得ることができる。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由は以下の通りである。

C:0.03%〜0.25%
所望の強度を確保するために必須の元素であり、そのためには0.03％以上必要である。しかし、0.25％を超えると急冷時に発生する変態歪が増大して鋼板形状が劣化してしまう。以上より、Cは0.03％以上0.25％以下とする。

Si:2%以下
2％を超えると化成処理性等の表面品質が著しく劣化するので、Siは2%以下とする。

Mn:1〜3.5%以下
C同様に、強度確保に必須の元素であり、そのためには1％以上必要である。しかし、3.5％を超えると急冷時に発生する変態歪が増大して鋼板形状が劣化してしまう。以上より、Mnは1％以上3.5％以下とする。

P:0.08%以下
0.08％を超えると溶接性が劣化するので、Pは0.08％以下とする。

S:0.01%以下、
不純物であり、含有量が高いとPと同様に溶接性が劣化する。そのためSは0.01%以下とする。

sol.Al: 0.1%以下、N: 0.007%以下
sol.AlとNは、通常の鋼に含有される量であれば本発明の効果を損なわないが、含有量が多いと粗大なAlNが増加して延性が低下する。そのためsol.Al は0.1%以下、Nは0.007%以下が好ましい。

以上の主要元素の他に、本発明では鋼の焼き入れ性を高めるCr、Mo、Vや均熱後の冷却過程におけるフェライトの析出を抑制するBや、組織微細化による強度上昇、材質改善に寄与するNb、Tiを添加することが可能である。添加する場合のそれぞれの適正添加量を以下に記載する。

Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、V:0.05〜0.5％
いずれもオーステナイトを安定化させて鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。このような所望の効果を得るためCr、Mo、Vはそれぞれ0.05％以上必要である。一方、それぞれ0.5％を超えて添加しても効果が飽和する。以上より、Crは0.05％以上0.5%以下、Moは0.05％以上0.5%以下、Vは0.05％以上0.5％以下の範囲で添加することが好ましい。

B:0.0002〜0.002%、
均熱後の冷却過程におけるフェライトの析出を抑制して鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためにBは0.0002％以上必要である。一方、0.002％を超えて添加しても効果が飽和する。以上より、Bは0.0002％以上0.002%以下の範囲で添加することが好ましい。

なお、Cr:、Mo、V、Bは上記範囲内において、これらの中から1種または2種以上含有することが可能である。

Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%
組織を微細化して強度上昇、材質改善に寄与する。0.005％未満では十分な細粒化効果と析出強化が得られない。一方、0.1％を超えて添加しても効果が飽和する。以上より、Nb、Tiともに0.005％以上0.1%以下の範囲で添加することが好ましい。なお、これらを添加する場合、Nb、Tiの1種または2種を含有することが可能である。

その他、上記していない元素については、本発明の効果を損なわない範囲で含有することができる。例えば、鋼の耐食性向上を目的としてCuやNiを0.5％以内で添加することも可能である。

次に本発明の製造方法について説明する。

以上の化学成分範囲に調整された溶鋼を鋳造後、熱間圧延を行い、得られた熱延板を冷却し巻取る。この時、加熱温度は1150〜1300℃の範囲が好ましい。熱間圧延条件は特に限定しないが、Ar3変態点より下回る熱延仕上げ温度や熱延終了後の冷却速度が5℃/sec以下の緩冷却では、熱延板粒径が著しく大きくなり加工性が劣化する場合があるので好ましくない。逆に、熱延終了後1秒以内に冷却速度が100〜300℃/secの大冷却を行ったり、さらに仕上げ熱延大圧下を組み合わせるなど、熱延板粒径を小さくする事に関しては、本発明の効果を阻害しない範囲で行うことが可能である。巻取りは、本発明の効果に影響をおよぼさない400〜650℃の温度範囲で行うことが好ましい。

次いで、酸洗、またはさらに冷間圧延する。冷間圧延を行う場合、冷間圧延率は、再結晶が不十分となったり組織が粗大化して機械的性質が劣化するのを防ぐため30%以上が望ましい。

次に、上記により得られた鋼板に対して焼鈍、焼戻処理を行う。

本発明の焼鈍、焼戻処理では、均熱処理後、急冷開始温度から200℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷することで変態歪および冷却歪を均一に鋼板内部に発生させ、次いで、（急冷停止温度＋100）℃以上まで10℃/s以上の昇温速度で急速加熱することで内部歪を均一に開放する。これらは本発明において最も重要な要件である。以下、これについて詳細に説明する。

まず、連続焼鈍ラインにおいて、所望のオーステナイト体積率を得るためAc1変態点以上に均熱して、オーステナイト体積率を調整するため所望の急冷開始温度まで緩冷却する。均熱時の保持時間は30秒未満では再結晶が不十分となり、一方、20分以上では生産性の観点から問題がある。以上より、保持時間は30秒以上20分未満が好ましい。また、急冷開始温度までの緩冷却は、特に限定されず、例えば、ガスジェット冷却等の手段を用いることができる。なお、急冷開始温度は500℃以上が好ましい。500℃未満では、パーラトが析出してマルテンサイトが得られなくなることがある。

次いで、急冷開始温度から200℃以下まで100℃／s以上の冷却速度で急冷する。マルテンサイトやベイナイトといった低温変態相を得て、かつ、できるだけ均一な変態歪と熱歪を鋼板内部に導入し形状改善の効果を得るためには、100℃/sec以上の冷却速度が必要となる。さらに、歪の均一化が顕著になり形状改善の効果が大きくするために、冷却速度は300℃/sec以上が好ましい。また、急冷停止温度は、高強度化のために、200℃以下とする。この時の冷却方法としては、噴流水中での冷却が好ましい。噴流水中での冷却では、均一冷却の効果が著しく得られる。しかし、冷却方法は、水冷に限定されるわけではなく、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを単独または併用して用いることも可能である。

次いで、急冷後、焼戻温度まで昇温する。急冷後、（急冷停止温度＋100）℃以上までの昇温は、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱で行うものとする。昇温速度が10℃/s未満では、急冷により鋼板内部に均一に蓄えられた歪を均一に解放して形状を改善させる効果が不充分である。上記形状改善の効果をさらに得るためには昇温速度は50℃/sec以上が好ましい。また、急速加熱完了温度が（急冷停止温度＋100）℃未満では、歪の解放が不十分である。
急速加熱としては、誘導加熱を利用することが望ましい。急速加熱を誘導加熱により行うことで、雰囲気加熱に比べて鋼板の板厚方向で均一な温度分布がとれ、歪がさらに均一に解放される。しかし、急速加熱方法は誘導加熱に限定されず、輻射加熱や直火加熱等の方法を用いてもよい。

次いで、昇温後、焼戻処理を行う。焼戻温度は200以上500℃以下とする。焼戻温度が200℃未満では歪の解放が不均一となる。一方、焼戻温度が500℃超えでは、強度劣化が著しく、所望の強度が得られなくなる。

次いで、焼戻処理後、調質圧延を行う。調質圧延は圧延率が0.3%〜2%の範囲で行うことが好ましい。0.3％未満では形状改善の効果なく、2%を超えると加工性の劣化が著しい場合がある。

なお、本発明の形状の良好な高強度鋼板を製造するに際し、造塊あるいは連続鋳造によるスラブ製造法、熱延での粗熱延バー接続による連続熱延、または熱延過程でのインダクションヒーターを利用した200℃以内の昇温などは、本発明の効果に影響を及ぼさず、用いることができる。

表1に示す化学組成を有する鋼を転炉で出鋼し、連続鋳造によりスラブとした。これらのスラブを1250℃で加熱した後、仕上げ温度870℃で熱延して600℃で巻取って熱延鋼板とした。続いて、酸洗し、一部については冷間圧延を行って鋼板を得た。なお、巾はいずれの鋼板も1000mmで、熱延後の板厚は2.3mm、冷間圧延後の板厚は1.2mmであった。得られた鋼板に対して、連続焼鈍ラインにて表2に示す条件で焼鈍・焼戻を行い、続いて調質圧延を行った。なお、調質圧延条件は、超高強度鋼板レベルにおける荷重としては低い800Tonで一定制御とした。

以上より得られた鋼板に対し、引張強度及び山高さの測定を行い、形状を評価した。結果を表2に併せて示す。また、表2の結果をもとに、均熱後の冷却速度と焼戻時の加熱速度と山高さとの関係を図1に示す。

なお、引張強度は、鋼板の圧延方向に対して直角にJIS5号試験片を切削加工により採取し、JIS Z2241に準拠して行った。また、山高さは、鋼板を長手方向に1000mmで切断した後、定盤に置いて最高高さを測定した。

表2及び図1より、均熱後の冷却速度が100℃/s以上、焼戻時の昇温速度が10℃/s以上の本発明例では、引張強度が750〜1500MPaの超高強度でありながら山高さが5mm以下と良好な形状を有する鋼板が得られていることがわかる。特に、均熱後の冷却速度が300℃/ｓ以上の場合は、山高さが1ｍｍ以下と極めて良好な形状が得られていることがわかる。また、均熱後の冷却速度が300℃/ｓ未満であっても、焼戻し時の加熱として誘導加熱を用いた場合には、雰囲気加熱に比べて山高さは小さくなり、歪が均一に開放されることが確認された。

一方、成分、均熱後の冷却速度及び焼戻時の昇温速度のいずれか一つ以上が本発明範囲外である比較例では、山高さが5mm超えと高く、形状が劣っている。

良好な形状が要求される自動車用部品以外、例えばバイク等の乗り物に使用される強度部材、フープ材等としても好適である。

均熱後の冷却速度と焼戻時の加熱速度と山高さとの関係を示す図である。

Claims

mass%で、C:0.03〜0.25%、Si:2%以下、Mn:1〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.01%以下、sol.Al: 0.1%以下、N: 0.007%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼を熱間圧延、酸洗、またはさらに冷間圧延し、次いで焼鈍・焼戻、調圧して超高強度鋼板を製造するに際し、前記焼鈍・焼戻を下記１）〜４）にて行うことを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。
１）Ac1変態点以上の温度で均熱し、
２）急冷開始温度：500℃以上から200℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、
３）焼戻温度まで、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、
４）200〜500℃（ただし、300℃以下を除く）の温度で焼戻処理を行う
mass%で、C:0.03〜0.25%、Si:2%以下、Mn:1〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.01%以下、sol.Al: 0.1%以下、N: 0.007%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる鋼を熱間圧延、酸洗、またはさらに冷間圧延し、次いで、焼鈍・焼戻、調質圧延して超高強度鋼板を製造するに際し、前記焼鈍・焼戻を下記１）〜４）にて行うことを特徴とする形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。
１）Ac1変態点以上の温度で均熱し、
２）急冷開始温度：500℃以上から200℃以下まで300℃/s以上の冷却速度で急冷し、
３）焼戻温度まで、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、
４）200〜500℃（ただし、300℃以下を除く）の温度で焼戻処理を行う
請求項1または2に記載の鋼に、さらに、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、V:0.05〜0.5％、B:0.0002〜0.002%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。
請求項1ないし3に記載の鋼に、さらに、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1ないし3に記載の形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。
急速加熱を誘導加熱により行うことを特徴とする請求項１ないし４に記載の形状の良好な超高強度鋼板の製造方法。