JP7028378B1 - 熱間プレス部材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]成分組成が、質量%で、C:0.41%以上0.53%以下、Si:0.01%以上0.80%以下、Mn:1.0%以上2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.003%以下、Al:0.01%以上0.10%以下、N:0.006%以下、Nb:0.003%以上0.018%以下、Ti:0.008%以上0.100%以下、B:0.0005%以上0.0050%以下、Sb:0.003%以上0.015%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、2.0≦Ti/Sb≦20.0を満足し、ミクロ組織が、マルテンサイトの体積分率が95%以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が7μm以下、さらに粒径が0.10μm以上のセメンタイトが2個/μm2以上、かつ粒径が0.10μm以下のTi系炭化物が0.20個/μm2以上であり、引張強さが2100MPa以上である熱間プレス部材。
[2]さらに、成分組成として、質量%で、Mo:0.35%以下、Cr:0.35%以下、V:0.05%以下、Ca:0.005%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下およびSn:0.50%以下から選択される一種または二種以上を含む[1]に記載の熱間プレス部材。
[3]前記熱間プレス部材の表面に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する、[1]または[2]に記載の熱間プレス部材。
[4][1]または[2]に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度範囲に加熱した後熱間プレスし、Ms点-200℃以下まで冷却した後、再加熱温度:100℃以上220℃以下、保持時間:1分以上40分以下の条件で再加熱する、熱間プレス部材の製造方法。
Cは鋼板の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるために重要な元素である。しかしながら、Cの含有量が0.41%未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、引張強さを得られない。好ましくは0.42%以上である。一方、0.53%を超えると、靭性が極端に低下し塑性不安定領域前に破断するため、引張強さを得られない。好ましくは0.52%未満であり、さらに好ましくは0.50%未満である。
Siはフェライトを固溶強化し高強度化に有効な元素である。しかしながら、Siの過剰な含有によって化成処理性が劣化するため、含有量は0.80%以下とする。好ましくは0.70%以下である。また、極低Si化はコストが増加するため、Siは0.01%以上とする。
Mnは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには1.0%以上含有することが必要である。好ましくは1.2%以上である。一方、過剰に含有した場合、Mnバンドが過剰に生成することで、高硬度のマルテンサイトが生成してしまい、水素侵入時にき裂が生成しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、その含有量は2.0%以下とする。好ましくは1.8%以下である。
Pは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に含有すると、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が低下することから、その含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。特に下限は無いが、極低P化は製鋼コストが上昇するため、0.0005%以上含有することが好ましい。
Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、その介在物が起点となり割れが発生するため耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、含有量の上限を0.003%とする。好ましくは、0.002%以下である。特に下限は無いが、極低S化はPと同様に製鋼コストが上昇するため、0.0001%以上含有することが好ましい。
Alは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01%以上含有することが必要であるが、0.10%を超えて含有しても効果が飽和するため、0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下である。
Nは粗大な窒化物を形成して耐曲げ圧潰性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Nが0.006%を超えるとこの傾向が顕著となることから、Nの含有量を0.006%以下とする。好ましくは0.005%以下である。Nの下限値は0%でも良いが、製造コストの面から、好適には0.0003%以上である。
Nbは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素であり、熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Nbの含有量を0.003%以上とする。好ましくは0.005%以上である。一方、多量にNbを含有しても上記効果は飽和し、かえってスラブの靭性を悪化させることで製造コストの増加を招く。このため、Nbの含有量は0.018%以下とする。好ましくは0.016%以下である。
Tiは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素であり、特に微細なTi炭化物は、強固な水素トラップサイトとなるため耐遅れ破壊特性に非常に有効となる。このような効果を発揮させるためには、Tiの含有量を0.008%以上とする。一方、多量にTiを含有すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下するため、その含有量は0.100%以下とする。好ましく0.06%以下である。
Bは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため耐遅れ破壊特性に有効である。この効果を発揮するために、0.0005%以上含有させる。しかし、過剰な含有はNと粗大な析出物が生成するため、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、その含有量を0.0050%以下とする。好ましくは0.0035%以下である。
Sbは、鋼板が高温にさらされている時(熱間プレス前に鋼板を加熱してから熱間プレスまでの間)に鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。そのため、表面の電位分布が均一となり耐遅れ破壊特性が向上する。また、脱炭抑制により、所定のTi系炭化物が得られる。このような効果を発現するためには、その量を0.003%以上とする。好ましくは、0.004以上である。一方、Sbが0.015%を超えると、圧延負荷荷重が増大し、生産性を低下させることから、0.015%以下とする。なお、好ましくは、0.012%以下である。
Ti/Sbは、Ti系炭化物の析出に影響を及ぼす。ここで、Ti/Sbは、夫々TiとSbの含有量(質量%)の比である。Ti/Sbが20.0を超える場合、すなわちTi量が過剰、またはSb量が少なすぎる場合、鋼中の炭素が少なく、高温からTi系炭化物が析出するため、Ti系炭化物が粗大化し、所望の微細なTi系炭化物が得られない。一方、Ti/Sbが2.0に満たない場合、すなわちTi量が過少、またはSb量が多すぎる場合、Ti系炭化物の生成量が少なくなる。したがって所定のTi系炭化物を生成し、耐遅れ破壊特性の向上効果を発現するためには、Ti/Sbを2.0以上20.0以下とする。なお、好ましくは、15.0%以下である。より好ましくは、10.0%以下である。下限は、好ましくは、3.0以上、より好ましくは4.0以上である。
Moは熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。しかしながら、多量にMoを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、0.35%以下とすることが好ましい。Moを含有する場合、その効果を得るためには0.005%以上含有することが好ましい。より好ましくは0.01%以上である。
CrもMoと同様に熱間プレス時の焼入れ性を高めるため熱間プレス後のマルテンサイト形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。しかしながら、多量にCrを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、0.35%以下とすることが好ましい。Crを含有する場合、その効果を得るためには0.005%以上含有することが好ましい。より好ましくは0.01%以上である。
Vは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Vを0.01%以上含有させることが好ましい。一方、多量のVを添加させると、耐遅れ破壊特性が劣化するため、その含有量は0.05%以下とすることが好ましい。
Caは硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大なMnSの生成を抑制することから耐遅れ破壊性が向上する。このような効果を発現するためにはその0.0005%以上含有するのが好ましい。また、過度の添加は加工性を劣化させるため、0.005%以下とすることが好ましい。
Cuは固溶強化により高強度化に寄与し、水素過電圧を上昇させることから耐遅れ破壊特性を向上できる。これら効果を発揮するためには0.002%以上含有させることが好ましい。一方、0.50%超含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなり耐遅れ破壊特性が低下するため、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
NiもCuと同様、耐食性を向上させ、かつ、溶接部とナットやボルトの電位差を低減できることから耐遅れ破壊特性を向上できる。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果がある。このような効果を発揮するためには、0.05%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のNiを添加させると、耐曲げ圧潰性が低下して引張せん断応力が低下するため、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
SnもCuと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を向上できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためには0.05%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のSnを添加させると、耐遅れ破壊特性が低下するため、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
鋼素材(鋼スラブ)の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊-分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の耐遅れ破壊特性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は850℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化するため、仕上げ圧延終了温度の上限は950℃とすることが好ましい。
熱間圧延終了後の冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷することで、鋼板組織をできるだけ均質化する。さらに、Ti炭化物を微細に分散もしくは一部を固溶させるために急冷を施す。そのため、80℃/s以上の平均冷却速度で500℃以下まで冷却することが好ましい。この平均冷却速度が80℃/s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性の低下を招く。一方、冷却停止温度が500℃超えでは、熱延鋼板の鋼板組織内のTi炭化物が粗大化するため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。
巻取り温度が500℃超では、熱延鋼板の鋼板組織内のTi炭化物が粗大化するため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は500℃とすることが好ましい。より好ましくは450℃以下である。なお、巻取り温度の下限については、特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、300℃以上が好ましい。
熱間圧延工程後、酸洗を実施し、熱延板表層のスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。この冷間圧延工程は特に限定されず常法に従って実施すればよい。
この焼鈍工程においては、冷間圧延後の再結晶を進行させることで微細なフェライト粒を生成させる。これは、熱間プレス時の再結晶を等軸に微細に生成させることとなり、引張強さおよび耐遅れ破壊特性を向上させる。そのためには、5℃/s以上35℃/s以下の平均加熱速度で600℃以上700℃以下の温度域まで加熱し、均熱温度:600℃以上700℃以下の温度域で30秒以上600秒以下保持した後、その均熱温度から室温まで冷却することが好ましい。
焼鈍工程における加熱速度を制御することによって、焼鈍後の結晶粒を微細化させることができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は35℃/sとすることが好ましい。また、平均加熱速度が5℃/s未満では結晶粒が粗大化するため、熱間プレス後の結晶粒径が粗大化するため、平均加熱速度の下限は5℃/sとすることが好ましい。
均熱温度は、再結晶温度より高い温度域とする。この均熱温度が600℃未満もしくは保持時間が30秒未満では再結晶が十分に行われないため、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性が低下する。一方、均熱温度が700℃超え、もしくは保持時間が600秒超えだと、Ti系炭化物が粗大化する。このため、均熱温度:600℃以上700℃以下、保持時間:30秒以上600秒以下とすることが好ましい。
Ac3変態点(℃)=881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。含有しない元素については、0として計算する。
Ms点(℃)=561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。含有しない元素については、0として計算する。
Claims (4)
- 成分組成が、質量%で、C:0.41%以上0.53%以下、Si:0.01%以上0.80%以下、Mn:1.0%以上2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.003%以下、Al:0.01%以上0.10%以下、N:0.006%以下、Nb:0.003%以上0.018%以下、Ti:0.008%以上0.100%以下、B:0.0005%以上0.0050%以下、Sb:0.003%以上0.015%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、2.0≦Ti/Sb≦20.0を満足し、
ミクロ組織が、マルテンサイトの体積分率が95%以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が7μm以下、さらに粒径が0.10μm以上のセメンタイトが2個/μm2以上、かつ粒径が0.10μm以下のTi系炭化物が0.20個/μm2以上であり、引張強さが2100MPa以上である熱間プレス部材。 - さらに、成分組成として、質量%で、Mo:0.35%以下、Cr:0.35%以下、V:0.05%以下、Ca:0.005%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下およびSn:0.50%以下から選択される一種または二種以上を含む請求項1に記載の熱間プレス部材。
- 前記熱間プレス部材の表面に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する、請求項1または請求項2に記載の熱間プレス部材。
- 請求項1または請求項2に記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ac3変態点以上1000℃以下の温度範囲に加熱した後熱間プレスし、Ms点-200℃以下まで冷却した後、再加熱温度:100℃以上220℃以下、保持時間:1分以上40分以下の条件で再加熱する、ミクロ組織が、マルテンサイトの体積分率が95%以上であり、旧オーステナイトの平均結晶粒径が7μm以下、さらに粒径が0.10μm以上のセメンタイトが2個/μm 2 以上、かつ粒径が0.10μm以下のTi系炭化物が0.20個/μm 2 以上であり、引張強さが2100MPa以上である、熱間プレス部材の製造方法。
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