JP6620431B2 - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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乗員を保護するためには、衝撃吸収部材の変形量を抑制しつつ衝突時の吸収エネルギーを増加させることが要求される。この要求に対応するには、非特許文献1に示されるように、衝撃吸収部材の材料として用いる鋼板の降伏応力を増加させることが有効である。
その結果、金属組織に含まれる未再結晶フェライト相の面積率を20%未満にすることで伸びが急激に増加し、かつ面積率を2%以上とすることで優れた降伏応力が得られることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
C :0.03%以上、0.35%以下、
Si:0.01%以上、2.00%以下、
Mn:0.3%以上、4.0%以下、
P :0.001%以上、0.100%以下、
S :0.0005%以上、0.050%以下、
N :0.0005%以上、0.010%以下、
Al:0.01%以上、2.00%以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
金属組織が2%以上、20%未満の面積率で未再結晶フェライト相を含有し、
引張強度に対する降伏応力の比(降伏応力(N/mm2)/引張強度(N/mm2))が0.75以上であり、
降伏応力と伸びとの積(降伏応力(N/mm2)×伸び(%))が12000以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
前記未再結晶フェライト粒の連結率が0.30以下であることを特徴とする(1)に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
Cr:0.05%以上、3.0%以下、
Mo:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、3.0%以下、
Cu:0.05%以上、3.0%以下
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
(4) さらに、質量%で、
Nb:0.005%以上、0.30%以下、
Ti:0.18%以上、0.30%以下、
V :0.01%以上、0.50%以下
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
B:0.0001%以上、0.100%以下を含有することを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
(6) さらに、鋼中に質量%で、
Ca:0.0005%以上、0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.010%以下、
Zr:0.0005%以上、0.010%以下、
REM:0.0005%以上、0.010%以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)〜(5)のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
(10) 前記冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことを特徴とする(8)または(9)に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
これまで、DP(Dual Phase(二相))鋼の変態硬質相(マルテンサイト、ベイナイトなど)を加工性の高いフェライト相に分散させることで、加工性と強度を両立させる技術が提案されている。これは、延性に優れる軟質相の特徴を活かしつつ、硬質相の存在により、効率的に鋼の強化を図ることで達成される。
したがって、硬質相として変態硬質相を利用する場合の知見から、未再結晶フェライト相を利用する際の条件は、容易に推測し得ない。
一方で、未再結晶フェライトの硬質なフェライトとしての価値は、古くから認識されている。このため、未再結晶フェライトは、低コストで鋼板の強度を高める手段として利用されてきた。
本発明の高強度鋼板は、引張強度が400〜780N/mm2であることが好ましい。引張強度が上記範囲内の高強度鋼板は、特に、衝撃吸収部材などの自動車用部材の材料として好適である。
まず、鋼板材質の限定理由について述べる。
本発明の高強度鋼板は、引張強度に対する降伏応力の比(降伏応力(N/mm2)/引張強度(N/mm2))であるYRが0.75以上であり、降伏応力と伸びとの積(降伏応力(N/mm2)×伸び(%))であるYP*Elが12000以上である。
本発明の高強度鋼板は、降伏応力が330〜1020N/mm2であることが好ましく、伸びが13.0〜39.0%であることが好ましい。
Cは、鋼の強化に寄与する。C含有量は、強度を確保するために0.03%以上必要であり、0.04%以上であることが好ましい。一方で、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、C含有量が多くなると、加工性が劣化する。C含有量が0.35%を超えると、第2相としてベイナイトやパーライト、マルテンサイトが多量に発生し、これらが未再結晶フェライトと相互に影響して伸びが低下する。また、C含有量が0.35%を超えると、有害な炭化物(セメンタイト)の生成により穴広げ性が著しく低下する。このため、C含有量は0.35%以下とする。但し、特に高い穴拡げ性が要求される場合、C含有量を0.10%以下とすることが望ましい。
Ti、Nb、Vは、いずれも炭化物を形成し、強度の増加に有効である。この効果を有効に発揮させるためには、Ti、Nb、Vの1種または2種以上を添加する必要がある。また、Ti、Nb、Vは、再結晶を遅らせ、未再結晶フェライトの形成に寄与する。これらの効果を得るためには、Tiは0.005%以上、Nbは0.005%以上、Vは0.01%以上の添加が必要である。しかし、Ti、Nb、Vの添加が過度になると、析出強化により伸びが劣化する。このため、Tiの含有量は0.30%以下、Nbの含有量は0.30%以下、Vの含有量は0.50%以下とする。
Niは、Cuを添加したときの熱間割れを抑制する元素である。この効果を得るためには、Niを0.05%以上添加することが望ましい。但し、多量のNiの添加は、Cu同様に焼き入れ性を増加させ、延性が低下する。このため、Ni含有量の上限を3.0%とする。
本発明において、最も重要な特徴のひとつが未再結晶フェライト相の面積率である。鋼板の伸びを確保する点では、未再結晶フェライト相は少ない程良い。ただし、鋼板の伸びは、未再結晶フェライト相の面積率と1次関数にはならず、未再結晶フェライト相の面積率が20%未満になると急激に増加する。一方で、鋼板の降伏応力は、未再結晶フェライト相の面積率が低下するのにしたがって、ほぼ1次関数で低下する。
本発明の高強度鋼板に含まれる未再結晶フェライト相の面積率は、以下に示す方法により求める。
圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチを行ってから光学顕微鏡で観察し、写真を撮影する。得られた顕微鏡写真を画像解析することによって、フェライト相と、フェライト相以外とを区別して、フェライト相の面積率を算出する。なお、フェライト相の面積率は、顕微鏡写真の1つの視野を縦200μm横200μm以上の面積とし、視野の異なる10以上の顕微鏡写真をそれぞれ画像解析してフェライト相の面積率を算出し、これを平均することにより求める。
未再結晶フェライト粒の長軸の長さは、2次元の光学顕微鏡またはEBSPにおける結晶方位解析から得られる未再結晶フェライト粒の観察結果を用いて測定する。ただし、2つ以上の未再結晶フェライト粒が接して存在していて、以下に示す条件を満たす場合、2つ以上の未再結晶フェライト粒の塊の一部または全部を1つの未再結晶フェライト粒として取り扱う。すなわち、互いに接して存在している未再結晶フェライト粒のうち界面の長さが短い方の界面の長さに対して、未再結晶フェライト粒同士の界面の長さが1/5以上である場合である。この場合の未再結晶フェライト粒の長軸の長さは、未再結晶フェライト粒の塊の長軸の長さと定義する。
未再結晶フェライト粒の連結率とは、未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒の総数Aのうち、未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒が他の未再結晶フェライト粒である数Bの割合(B/A)である。未再結晶フェライト粒の連結率は、2箇所以上の未再結晶フェライト相のそれぞれについて、100個程度の未再結晶フェライト粒の連結率を算出し、それを平均することにより算出する。
なお、合金化されていない溶融亜鉛めっき層では、Fe含有量が13%未満であれば、7%未満であっても溶融亜鉛めっき層を有することによる効果に影響はなく、0%であってもよい。
本発明の高強度鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施してもよい。また、本発明の高強度鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上記のいずれかの成分組成からなる鋳造スラブを用意する。次いで、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、1100℃以上に加熱し、熱間圧延を実施する。
鋳造スラブの熱処理温度が1100℃未満では、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解が不十分となり、強度の低下や加工性の低下を起こす。一方、鋳造スラブの熱処理温度が1300℃を超えると、製造コストが増加するとともに、生産性が低下する。また、熱処理温度が1300℃を超えると、初期のオーステナイト粒径が大きくなることで最終的に混粒になりやすくなり、延性が低下する恐れがある。そこで、鋳造スラブの熱処理温度は、1100℃以上とする必要があり、1300℃未満が望ましい。
Ar3変態温度は、質量%で表したC、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Niの含有量、それぞれ(%C)(%Si)(%P)(%Al)(%Mn)(%Mo)(%Cu)(%Cr)(%Ni)を用いて、以下の式により計算すれば良い。また、選択的に添加される元素であるMo、Cu、Cr、Niは、含有量が不純物程度である場合は、0として計算する。
Ar3=901−325×(%C)+33×(%Si)+287×(%P)
+40×(%Al)−92×(%Mn+%Mo+%Cu)−46×(%Cr+%Ni)
また、冷間圧延での圧延率は、圧延荷重が高いことによる鋼板形状の劣化を防止するため、80%以下であることが好ましい。
焼鈍工程は、本発明の高強度鋼板の金属組織を作りこむうえで、最も重要な工程である。焼鈍工程における最大到達温度(最高温度)は、再結晶温度に対して管理される。すなわち、最大到達温度を、再結晶温度以下、(再結晶温度−30)℃超とする必要がある。最大到達温度が、再結晶温度を超えると、未再結晶フェライト相を残存させることが困難となる。最大到達温度は、未再結晶フェライトの面積率を確保しやすくするために、再結晶温度の−10℃以下であることがより好ましい。また、最大到達温度が、(再結晶温度−30)℃以下であると、未再結晶フェライト相が残存しすぎて著しい伸びの劣化が起こる。
「再結晶温度の算出方法」
所定の成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率で作成した冷延鋼板(冷延まま材)を、ディラトメータにて10℃/sの昇温速度で加熱し、種々の到達温度に達したところで冷却を行って試験体とする。本実施形態では、到達温度を10℃以下のピッチで変化させて、到達温度の異なる複数の試験体を作成する。得られた各試験体の未再結晶フェライト相の面積率を、上述した「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」を用いて調べる。そして、再結晶フェライト相の面積率が98%以上であった試験体の到達温度の最高温度を、再結晶温度とする。
また、複数の試験体の未再結晶フェライト相の面積率に基づいて、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率のいずれかの条件(例えば、成分組成)と再結晶温度との関係を示すマップを作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよいし、上記のいずれか1以上の条件と再結晶温度との経験式を作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよい。
冷却工程では、冷却中の組織変化による材質劣化を抑制するため、1℃/秒以上の平均速度で冷却する必要がある。また、200℃/秒を超える平均冷却速度としても、高強度鋼板の特性が大きく変わることはなく、冷却停止温度の精度の低下および冷却コストの増大を生み出す。このため、平均冷却速度の上限を200℃/秒とする。
冷却工程では、冷却停止温度を480℃以下とする。冷却停止温度が480℃を超えるとパーライトの形成により、高強度鋼板の伸びが著しく劣化する。
さらに、本実施形態では、溶融亜鉛めっきを施した後に、合金化処理を行ってもよい。合金化処理を行う場合には、600℃以下の温度で行うことが好ましい。合金化処理の温度を600℃以下とした場合、冷却工程後の鋼板の金属組織が、合金化処理を行うことによって変化することを抑制でき、好ましい。
表1に示す成分組成の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造法により鋳造スラブとした。
表1において、符号A〜Lの鋼は、成分組成が本発明を満たしている。符号aの鋼はCとCaの含有量、bの鋼はMnとPの含有量、cの鋼はNbの含有量、dの鋼はCの含有量、eの鋼はSiとSの含有量、fの鋼はNとTiの含有量が、それぞれ本発明の範囲外である。
表1〜3においては、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
表2に、鋳造スラブ加熱温度、Ar3、熱間圧延の仕上温度、冷間圧延の圧延率、焼鈍工程の再結晶温度−最高到達温度(最高温度)、最高温度での保持時間、冷却工程での平均冷却速度、冷却停止温度を示す。
また、供試体について、上述した方法を用いて、未再結晶フェライト相の面積率、未再結晶フェライト相中の長軸の長さが25μm以下である未再結晶フェライト粒の面積率、未再結晶フェライト粒の連結率を調べた。その結果を表3に示す。
更に、本発明の請求項1および請求項2を満たす供試体(表3の備考における発明鋼1)は、更に優れたYP*Elを示した。
鋼A1は、冷間圧延の圧延率が低いため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足したため、YP*Elが小さくなった。
鋼B1は、冷却工程での平均冷却速度が遅いため、冷却中に金属組織が変化したため、未再結晶フェライト相の面積率が小さくなった。その結果、降伏応力が不足して、YRもYP*Elも小さくなった。
鋼G1は、冷却停止温度が高すぎるため、パーライトが生成し、YP*Elが小さくなった。
鋼L2は、鋳造スラブ加熱温度が低すぎるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足し、YP*Elが小さくなった。鋼L1と鋼L2とを比較すると、発明鋼1である鋼L1は、同じ成分組成であって未再結晶フェライトの面積率が本発明の請求項1を満たさない鋼L2と比較して、YP*Elが2倍以上の高い数値となった。
鋼b1は、MnおよびPの含有量が過剰であるため、伸びが不足し、YRもYP*Elも小さくなった。
鋼c1は、Nbの含有量が過剰であるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって伸びが不足し、YP*Elが小さくなった。
鋼e1は、SiおよびSの含有量が過剰であるため、YP*Elが小さくなった。
鋼f1は、NおよびTiの含有量が過剰であるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きく、YP*Elが小さくなった。
Claims (10)
- 質量%で、
C :0.03%以上、0.35%以下、
Si:0.01%以上、2.00%以下、
Mn:0.3%以上、4.0%以下、
P :0.001%以上、0.100%以下、
S :0.0005%以上、0.050%以下、
N :0.0005%以上、0.010%以下、
Al:0.01%以上、2.00%以下
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
金属組織が2%以上、20%未満の面積率で未再結晶フェライト相を含有し、
引張強度に対する降伏応力の比(降伏応力(N/mm2)/引張強度(N/mm2))が0.75以上であり、
降伏応力と伸びとの積(降伏応力(N/mm2)×伸び(%))が12000以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。 - 前記未再結晶フェライト相の70%以上の面積率が、長軸の長さが25μm以下である未再結晶フェライト粒からなり、
前記未再結晶フェライト粒の連結率が0.30以下であることを特徴とする請求項1に記載の加工性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Cr:0.05%以上、3.0%以下、
Mo:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、3.0%以下、
Cu:0.05%以上、3.0%以下
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の加工性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Nb:0.005%以上、0.30%以下、
Ti:0.18%以上、0.30%以下、
V :0.01%以上、0.50%以下
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
B:0.0001%以上、0.100%以下を含有することを特徴とする請求項1〜請求項4のいずれか1項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。 - さらに、鋼中に質量%で、
Ca:0.0005%以上、0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.010%以下、
Zr:0.0005%以上、0.010%以下、
REM:0.0005%以上、0.010%以下
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〜請求項5のいずれか1項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。 - さらに、表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項1〜請求項6のいずれか1項に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
- 請求項1〜請求項7のいずれか1項に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、請求項1、請求項3〜請求項6のいずれか1項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを1100℃以上に加熱し、熱間圧延を実施し、酸洗を行った後、15%以上の圧延率で冷間圧延を行い、得られた冷延鋼板を再結晶温度以下、(再結晶温度−30)℃超の最高温度にて焼鈍する焼鈍工程を行った後、1℃/秒以上、200℃/秒以下の平均冷却速度で480℃以下まで冷却する冷却工程を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程において、前記最高温度で30秒以上、300秒以下保持することを特徴とする請求項8に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことを特徴とする請求項8または請求項9に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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