JP2007154283A - 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板 - Google Patents
成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】ＴＲＩＰ鋼の高成形性を維持しつつ、成形部品内部の残留応力を小さくし、もってスプリングバックの低減を図ることができる高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相から主としてなり、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０〜９５％であることを特徴とし、好ましくは、Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％以下を含有し、ＳｉとＡｉがＳｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％の関係を満たす成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板。
【選択図】図２
【解決手段】Ｃ体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相から主としてなり、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０〜９５％であることを特徴とし、好ましくは、Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％以下を含有し、ＳｉとＡｉがＳｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％の関係を満たす成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板。
【選択図】図２
Description
本発明は、自動車や電気機器等の分野で使用される成形性および成形後の形状凍結性に優れる高強度鋼板に関するものである。
近年、地球環境を保護する観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そこで、車体に用いられている鋼板を高強度化して薄肉化し、車体を軽量化することが進められている。また、自動車の安全性向上の観点からも、自動車への高強度鋼板の適用が進められている。
しかし、鋼板の高強度化は、一般に成形性の低下を招くことから、高強度と高加工性とを兼ね備えた材料の開発が望まれている。このような要求を満たす材料として、残留オーステナイトの変態誘起超塑性（TRansformation Induced Plasticity）を利用したＴＲＩＰ鋼が注目を浴びており、これまで、種々の鋼板が開発されている。
例えば、特許文献１には、化学成分および鋼板中の残留オーステナイト（γ）量を制御したプレス成形性に優れる鋼板が、そして、特許文献２には、その製造方法が開示されている。また、特許文献３には、５％以上の残留γを含む局部延性に優れる鋼板が開示されている。また、特許文献４には、３％以上の残留γを含みかつその平均軸比を３〜２０とし、母相の平均硬度を２７０Ｈｖ以下とした伸びフランジ性と張出し性を兼備する鋼板が開示されている。
さらに、特許文献５、特許文献６には、焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイトを５０％以上含有し、３％以上の残留γを含有することにより、高延性と高伸びフランジ性を両立した鋼板が開示されている。また、特許文献７には、残留γの体積分率とそのＣ含有量およびフェライト（α）相のアスペクト比を適性化し、予加工を施した後の成形性を改善した鋼板とその製造方法が開示されている。
また、特許文献８には、３％以上の残留γを含有し、かつその粒の７０％以上のアスペクト比が２．５〜５．０であることを特徴とする強度−伸びバランスおよび疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。さらに、特許文献９には、特許文献８の鋼板における低温変態相中のマルテンサイトの比率を２０％以下とし、かつ低温変態相中のベイナイトと主相のフェライトの硬度比を２．６以下とすることにより、穴拡げ性にも優れた鋼板を得る技術が開示されている。
特許第２６６０６４４号公報
特許第２７０４３５０号公報
特許第３３１７３０３号公報
特開２０００−０５４０７２号公報
特開２００２−３０２７３４号公報
特開２００２−３０９３３４号公報
特開２００１−２５４１３８号公報
特開２００４−２５６８３６号公報
特開２００４−２９２８９１号公報
しかしながら、従来開発されたＴＲＩＰ鋼は、成形性は良好であるものの、部品に成形した後のスプリングバックが大きいため、形状凍結性が悪く、部品の寸法精度を所定の範囲内に収めることが困難であるという問題を抱えていた。一般に、スプリングバックは、材料強度の上昇とともに大きくなるが、特にＴＲＩＰ鋼では、スプリングバックが大きくなる傾向がある。その原因は、ＴＲＩＰ鋼の優れた成形性は、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで得られるが、その際、成形後の鋼板（部品）内に、マルテンサイト変態を起こした部分と起こさない部分とが混在する組織の不均一が発生し、その結果、成形部品内部に大きな残留応力が発生するためと推測される。
したがって、ＴＲＩＰ鋼の適用範囲をさらに拡大するためには、スプリングバックを小さくする、すなわち、成形後の部品内部に発生する残留応力を低減することが必要であると考えられる。しかしながら、上記特許文献１〜９に代表される従来技術は、成形性の向上に関する技術ばかりであり、スプリングバックを小さくすることに関する検討はなされていない。
そこで、本発明の目的は、ＴＲＩＰ鋼の高成形性を維持しつつ、成形に伴い発生する部品内部の残留応力を小さくし、スプリングバックの低減を図ることができる高強度鋼板とその製造方法を提案することにある。なお、本発明における高強度鋼板とは、熱延鋼板、冷延鋼板および表面処理鋼板のいずれをも含むものである。
発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の高成形性を維持しつつ、成形後の部品内部の残留応力を低減することについて検討を重ねた。その結果、高強度鋼板の組織を、体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上のオーステナイト相から主としてなるものとすると共に、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合を５０〜９５％とすることにより、ＴＲＩＰ鋼の特徴である高成形性を有したまま、従来よりも成形後の残留応力を低減し、ひいてはスプリングバックの小さい高強度鋼板を得ることができることを知見し、本発明を完成するに至った。ここで、「フェライト相以外の部分における結晶粒」とは、ミクロ組織をナイタールでエッチングし、ＳＥＭで観察したときに、フェライト粒以外の１つの粒として見える領域を言う。
すなわち、本発明は、体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相から主としてなり、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０〜９５％であることを特徴とする成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板である。
本発明の上記高強度鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％以下を含有し、ＳｉとＡｉがＳｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする。
また、本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
Ａ群；Ｖ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群；Ｔｉ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｃ群；Ｂ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｄ群；Ｃａ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％うちから選ばれる１種または２種
Ａ群；Ｖ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群；Ｔｉ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｃ群；Ｂ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｄ群；Ｃａ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％うちから選ばれる１種または２種
また、本発明は、上記いずれかの成分組成を有する鋼スラブを、仕上圧延における１０００℃以下の温度での累積圧下率を２０％以下として熱間圧延し、コイルに巻き取った後、圧下率が６５％以下で冷間圧延し、その後、７００〜９００℃の温度で１５〜６００秒保持後、５５０℃以下まで１０℃／秒以上の速度で冷却してから再度７００〜９００℃の温度で１５〜６００秒保持し、冷却し、３５０〜５５０℃温度で３０秒以上保持する焼鈍を行うことを特徴とする成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板の製造方法を提案する。
本発明によれば、成形性に優れ、かつ成形後のスプリングバックの小さい高強度鋼板を提供することができる。したがって、本発明の高強度鋼板は、自動車車体や電機機器の素材として用いた場合には、製品の軽量化や生産効率の向上に大いに寄与する。
発明者らは、種々のＴＲＩＰ鋼を用いて、成形後の部品内に残留する内部応力とスプリングバックの大きさとの関係について調査を行った。その結果、鋼板をカップ形状にプレス加工した後のスプリングバックの大きさと、下記の（１）式および（２）式で定義される残留応力評価指数δとの間に極めてよい相関関係が認められることを見出した。そしてさらに、スプリングバックが小さく、優れた形状凍結性を得るためには、加工後の部品内部の残留応力評価指数δを０．３５以下に制御することが必要であることを見出した。
δ＝（σｃ／ρ）／ＴＳ ・・・（１）
σｃ＝｛Ｅ／（１−ν２）｝×ｔ×（１／Ｄ０−１／Ｄ１） ・・・（２）
ここで、Ｅは、鋼のヤング率（ＭＰａ）、νは、鋼のポアソン比、ｔは、鋼板の板厚（ｍｍ）、ＴＳは、鋼板の引張強度（ＭＰａ）を表す。また、Ｄ０は、絞り比ρ（＝ブランク径／ポンチ径）で鋼板をカップ成形した時のカップ外径（ｍｍ）、Ｄ１は、カップの側面部からリング試料を切り出し、鋼板の圧延方向に切れ目を入れてリング試料を開口した時の、圧延方向に対して直角方向のリング外径（ｍｍ）を表す。
ここで、σｃは、従来から知られている残留応力の指標となる数値である（例えば、「残留応力−発生・影響・測定・対策」，共立出版，１９６３年，Ｐ．６４、（３・４４）式）。残留応力は、加工歪量、材料強度の影響を受けることから、発明者らは、このσｃを加工量（絞り比ρ）および材料強度（ＴＳ）で規格化したδで部品内部の残留応力を評価することとした。
δ＝（σｃ／ρ）／ＴＳ ・・・（１）
σｃ＝｛Ｅ／（１−ν２）｝×ｔ×（１／Ｄ０−１／Ｄ１） ・・・（２）
ここで、Ｅは、鋼のヤング率（ＭＰａ）、νは、鋼のポアソン比、ｔは、鋼板の板厚（ｍｍ）、ＴＳは、鋼板の引張強度（ＭＰａ）を表す。また、Ｄ０は、絞り比ρ（＝ブランク径／ポンチ径）で鋼板をカップ成形した時のカップ外径（ｍｍ）、Ｄ１は、カップの側面部からリング試料を切り出し、鋼板の圧延方向に切れ目を入れてリング試料を開口した時の、圧延方向に対して直角方向のリング外径（ｍｍ）を表す。
ここで、σｃは、従来から知られている残留応力の指標となる数値である（例えば、「残留応力−発生・影響・測定・対策」，共立出版，１９６３年，Ｐ．６４、（３・４４）式）。残留応力は、加工歪量、材料強度の影響を受けることから、発明者らは、このσｃを加工量（絞り比ρ）および材料強度（ＴＳ）で規格化したδで部品内部の残留応力を評価することとした。
さらに、発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の特徴である高加工性を維持しつつ、上記残留応力評価指数δを０．３５以下に制御するためには、鋼板自体がどのような要件を具備すべきか検討した。その結果、高強度鋼板の組織を、体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上のオーステナイト相から主としてなるものとした上で、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合を５０〜９５％の範囲に制御することが必要であることを新規に見出した。本発明は上記知見に基くものである。
次に、本発明が対象とする高強度鋼板の組織の特徴について説明する。
フェライト相分率：体積分率で２０〜９７％
フェライトは、強度と伸び特性に大きく影響する相である。フェライト相の分率が、体積分率で２０％未満では、熱処理後の残留γとフェライト相以外の相分率が多くなり過ぎるため良好な成形性が得られない。一方、９７％を超えると、残留γ粒の相分率が不十分となるため、良好な成形性が得られない。したがって、フェライト相分率は、体積分率で２０〜９７％の範囲に制御する必要がある。好ましくは４０〜８０％の範囲である。
フェライト相分率：体積分率で２０〜９７％
フェライトは、強度と伸び特性に大きく影響する相である。フェライト相の分率が、体積分率で２０％未満では、熱処理後の残留γとフェライト相以外の相分率が多くなり過ぎるため良好な成形性が得られない。一方、９７％を超えると、残留γ粒の相分率が不十分となるため、良好な成形性が得られない。したがって、フェライト相分率は、体積分率で２０〜９７％の範囲に制御する必要がある。好ましくは４０〜８０％の範囲である。
残留オーステナイト相分率：体積分率で３％以上
残留オーステナイトの量（相分率）は、特に、伸び特性に関係する。その相分率が、体積分率で３％未満では、残留γによりＴＲＩＰ効果が不十分となるため良好な成形性が得られないので、３％以上確保する必要がある。好ましくは５％以上である。
なお、本発明の高強度鋼板は、フェライト相および残留オーステナイト相以外の残部は、マルテンサイト相、ベイナイト相などからなる。
残留オーステナイトの量（相分率）は、特に、伸び特性に関係する。その相分率が、体積分率で３％未満では、残留γによりＴＲＩＰ効果が不十分となるため良好な成形性が得られないので、３％以上確保する必要がある。好ましくは５％以上である。
なお、本発明の高強度鋼板は、フェライト相および残留オーステナイト相以外の残部は、マルテンサイト相、ベイナイト相などからなる。
フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの個数割合：５０〜９５％
フェライト相以外の部分、すなわち、残留オーステナイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相などの部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下の粒の個数割合が５０％未満では、フェライト相以外の部分に不均一な変形が起こるため、加工後の残留応力が大きくなり、δの値を０．３５以下とすることができない。一方、アスペクト比２．５以下のものの割合が９５％を超えると、鋼板の引張強度ＴＳに対する降伏応力ＹＳの比である降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が急激に低下する。特に、ＴＲＩＰ鋼においては、ＹＲが０．５０未満となると、自動車の衝突時の鋼板強度が不足し、耐衝突特性が劣化する。したがって、ＴＲＩＰ鋼の耐衝突特性を確保するためには、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下の粒の個数割合を９５％以下とする必要がある。好ましくは６６〜８０％の範囲である。
フェライト相以外の部分、すなわち、残留オーステナイト相、マルテンサイト相、ベイナイト相などの部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下の粒の個数割合が５０％未満では、フェライト相以外の部分に不均一な変形が起こるため、加工後の残留応力が大きくなり、δの値を０．３５以下とすることができない。一方、アスペクト比２．５以下のものの割合が９５％を超えると、鋼板の引張強度ＴＳに対する降伏応力ＹＳの比である降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が急激に低下する。特に、ＴＲＩＰ鋼においては、ＹＲが０．５０未満となると、自動車の衝突時の鋼板強度が不足し、耐衝突特性が劣化する。したがって、ＴＲＩＰ鋼の耐衝突特性を確保するためには、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下の粒の個数割合を９５％以下とする必要がある。好ましくは６６〜８０％の範囲である。
なお、上述した本発明の高強度鋼板が有する高成形性とは、引張試験で得られた引張強度ＴＳと全伸びＥｌとの積（ＴＳ×Ｅｌ）が１８０００（ＭＰａ・％）以上であることを意味する。
本発明の鋼板は、上記組織が得られれば、所期した特性をえることができる。そのためには、下記の成分組成とすることが好ましい。
Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％
Ｃは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、残留オーステナイト相やその他のフェライト相以外の相を生成させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、製造条件を最適化しても、鋼板強度を確保すると同時に、残留オーステナイト相の量を確保し、もって高成形性を得ることが難しくなる。一方、Ｃ量が０．３０ｍａｓｓ％を超えると、溶接した時の溶接部および熱影響部の硬化が大きく、溶接性が劣化する。よって、Ｃの含有量は、０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０８〜０．２０ｍａｓｓ％である。
Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％
Ｃは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、残留オーステナイト相やその他のフェライト相以外の相を生成させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、製造条件を最適化しても、鋼板強度を確保すると同時に、残留オーステナイト相の量を確保し、もって高成形性を得ることが難しくなる。一方、Ｃ量が０．３０ｍａｓｓ％を超えると、溶接した時の溶接部および熱影響部の硬化が大きく、溶接性が劣化する。よって、Ｃの含有量は、０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０８〜０．２０ｍａｓｓ％である。
Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の高強度化に有効な元素である。また、フェライト生成元素である。オーステナイト相中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト相の生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に添加されることが多い。このような効果は、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％以上で得られる。一方、Ｓｉの過剰な添加は、フェライト相中への固溶量の増加による成形性の低下や靭性の劣化、赤スケール等の発生による表面性状の低下、さらに溶融めっきを施す場合には、めっき付着性や密着性の低下を引き起こす。よって、Ｓｉの添加量は、２．０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉは、鋼の高強度化に有効な元素である。また、フェライト生成元素である。オーステナイト相中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト相の生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に添加されることが多い。このような効果は、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％以上で得られる。一方、Ｓｉの過剰な添加は、フェライト相中への固溶量の増加による成形性の低下や靭性の劣化、赤スケール等の発生による表面性状の低下、さらに溶融めっきを施す場合には、めっき付着性や密着性の低下を引き起こす。よって、Ｓｉの添加量は、２．０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の高強度化に有効な元素である。また、オーステナイト相を安定化させる元素であり、マルテンサイト相や残留オーステナイト相の体積分率の確保に必要な元素である。この効果は、Ｍｎが０．８ｍａｓｓ％以上で得られる。一方、Ｍｎを３．０ｍａｓｓ％を超えて過剰に添加すると、フェライト以外の相分率の過大や固溶強化による強度上昇が大きくなり、残留オーステナイト相の生成が難しくなるため成形性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は、０．８〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、１．０〜２．３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎは、鋼の高強度化に有効な元素である。また、オーステナイト相を安定化させる元素であり、マルテンサイト相や残留オーステナイト相の体積分率の確保に必要な元素である。この効果は、Ｍｎが０．８ｍａｓｓ％以上で得られる。一方、Ｍｎを３．０ｍａｓｓ％を超えて過剰に添加すると、フェライト以外の相分率の過大や固溶強化による強度上昇が大きくなり、残留オーステナイト相の生成が難しくなるため成形性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は、０．８〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、１．０〜２．３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．００３ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析による脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。よって、Ｐの含有量は０．００３〜０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．００３ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析による脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。よって、Ｐの含有量は０．００３〜０．１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって鋼中に存在し、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので、極力低い方が好ましい。しかし、Ｓの過度の低減は製造コストの上昇を招くので、上限は０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって鋼中に存在し、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので、極力低い方が好ましい。しかし、Ｓの過度の低減は製造コストの上昇を招くので、上限は０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜２．５ｍａｓｓ％
Ａｌは、フェライト生成元素であり、オーステナイト相中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイト相の生成を促進する働きがあり、この効果は、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％以上で得られる。また、Ａｌは、Ｓｉによるめっき性、鋼板の表面性状およびめっき表面性状の低下を抑制する働きがあり、この効果はＡｌ≧０．０１ｍａｓｓ％で得られる。このような理由から、Ａｌは、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に多量に添加される場合があるが、過剰な添加は、フェライト相の脆化を招き、材料の強度−延性バランスを低下させることになる。また、２．５ｍａｓｓ％を超える含有は、鋼板中の介在物が多くなり延性をも劣化させる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２〜１．２ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌは、フェライト生成元素であり、オーステナイト相中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイト相の生成を促進する働きがあり、この効果は、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％以上で得られる。また、Ａｌは、Ｓｉによるめっき性、鋼板の表面性状およびめっき表面性状の低下を抑制する働きがあり、この効果はＡｌ≧０．０１ｍａｓｓ％で得られる。このような理由から、Ａｌは、複合組織鋼およびＴＲＩＰ鋼に多量に添加される場合があるが、過剰な添加は、フェライト相の脆化を招き、材料の強度−延性バランスを低下させることになる。また、２．５ｍａｓｓ％を超える含有は、鋼板中の介在物が多くなり延性をも劣化させる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２〜１．２ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、その含有量は少ないほどよい。特に、０．００７ｍａｓｓ％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるので、０．００７ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、その含有量は少ないほどよい。特に、０．００７ｍａｓｓ％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるので、０．００７ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、上記成分の他に、Ｖ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの中から選ばれる１種または２種以上を必要に応じて以下の範囲で含有することができる。
Ｖ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％
Ｖ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒは、いずれも、焼鈍温度からの冷却時にパーライト相が生成するのを抑制し、残留オーステナイト相を生成し易くする効果を有する。この効果は、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えると、フェライト相の量が過少となり、成形性の低下を招く。よって、上記成分は、０．００５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲で添加することが好ましい。
Ｖ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％
Ｖ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒは、いずれも、焼鈍温度からの冷却時にパーライト相が生成するのを抑制し、残留オーステナイト相を生成し易くする効果を有する。この効果は、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えると、フェライト相の量が過少となり、成形性の低下を招く。よって、上記成分は、０．００５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲で添加することが好ましい。
さらに、本発明の高強度鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂのうちから選ばれる１種または２種を以下の範囲で含有することができる。
Ｔｉ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えると、成形性および形状凍結性が低下する。よって、０．０１〜０．２ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。また、Ｎｂも、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えると、成形性および形状凍結性が低下する。よって、０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えると、成形性および形状凍結性が低下する。よって、０．０１〜０．２ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。また、Ｎｂも、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えると、成形性および形状凍結性が低下する。よって、０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
さらに、本発明の高強度鋼板は、Ｂを以下の範囲で含有することができる。
Ｂ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライト相の生成を抑制する作用を有する。その効果は０．０００２ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、フェライト量が過少となり、成形性が低下する。よって、０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｂ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライト相の生成を抑制する作用を有する。その効果は０．０００２ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、フェライト量が過少となり、成形性が低下する。よって、０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
さらに、本発明の高強度鋼板は、ＣａおよびＲＥＭの中から選ばれる１種または２種を以下の範囲で添加することができる。
Ｃａ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｃａ，ＲＥＭは、いずれも局部延性を向上させることにより、伸びを向上する元素である。その効果は０．００１ｍａｓｓ％以上で得られ、０．００５ｍａｓｓ％で飽和する。よって、０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。なお、上記ＲＥＭとは、Ｓｃ，Ｙおよび原子番号が５７〜７１までのランタノイドの１７元素の総称のことである。
Ｃａ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｃａ，ＲＥＭは、いずれも局部延性を向上させることにより、伸びを向上する元素である。その効果は０．００１ｍａｓｓ％以上で得られ、０．００５ｍａｓｓ％で飽和する。よって、０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。なお、上記ＲＥＭとは、Ｓｃ，Ｙおよび原子番号が５７〜７１までのランタノイドの１７元素の総称のことである。
本発明の高強度鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を損なわない範囲であれば、上記成分以外の成分を不可避的不純物のレベルを超えて含有することを妨げるものではない。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、上記好適な成分組成に調整された鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延し、その後、仕上焼鈍することにより製造される。以下、各工程の製造条件について説明する。
熱間圧延
熱間圧延では、仕上圧延における１０００℃以下の温度域での累積圧下率を２０％以下とする必要がある。累積圧下率が２０％を超えると、仕上焼鈍後の鋼板組織におけるフェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０％未満となり、製品加工後の残留応力が大きくなるからである。好ましくは１０％以下である。
本発明の高強度鋼板は、上記好適な成分組成に調整された鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延し、その後、仕上焼鈍することにより製造される。以下、各工程の製造条件について説明する。
熱間圧延
熱間圧延では、仕上圧延における１０００℃以下の温度域での累積圧下率を２０％以下とする必要がある。累積圧下率が２０％を超えると、仕上焼鈍後の鋼板組織におけるフェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０％未満となり、製品加工後の残留応力が大きくなるからである。好ましくは１０％以下である。
冷間圧延
冷間圧延における圧下率は、６５％以下とする必要がある。冷延圧下率が６５％を超えると、仕上焼鈍後の鋼板組織におけるフェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０％未満となり、製品加工後の残留応力が大きくなるからである。好ましくは５０％以下である。
冷間圧延における圧下率は、６５％以下とする必要がある。冷延圧下率が６５％を超えると、仕上焼鈍後の鋼板組織におけるフェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０％未満となり、製品加工後の残留応力が大きくなるからである。好ましくは５０％以下である。
仕上焼鈍：一次焼鈍
仕上焼鈍は、一次焼鈍と二次焼鈍の２段階からなる。一次焼鈍は、７００〜９００℃の温度に加熱後、１５〜６００秒保持し、その後、５５０℃以下まで１０℃／秒以上の速度で冷却する必要がある。焼鈍温度が７００℃未満、もしくは保持時間が１５秒未満では、次に行われる二次焼鈍後の鋼板の、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０％未満となり、成形後の鋼板内部の残留応力が増大し、形状凍結性が低下するからである。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、二次焼鈍後の鋼板の、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比が２．５以下のものの割合が９５％を超えるため、耐衝突特性が低下する。また、保持時間を６００秒超えとしても、フェライト相分率等の変化が小さく、材質もほとんど変化しなくなるため、６００秒以下とする。均熱後の冷却は、パーライト相が生成し、成形性が低下するのを防止するため、５５０℃以下まで１０℃／秒以上の速度で冷却する必要がある。なお、好ましい一次焼鈍の温度は７８０〜８８０℃の範囲である。
仕上焼鈍は、一次焼鈍と二次焼鈍の２段階からなる。一次焼鈍は、７００〜９００℃の温度に加熱後、１５〜６００秒保持し、その後、５５０℃以下まで１０℃／秒以上の速度で冷却する必要がある。焼鈍温度が７００℃未満、もしくは保持時間が１５秒未満では、次に行われる二次焼鈍後の鋼板の、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０％未満となり、成形後の鋼板内部の残留応力が増大し、形状凍結性が低下するからである。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、二次焼鈍後の鋼板の、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比が２．５以下のものの割合が９５％を超えるため、耐衝突特性が低下する。また、保持時間を６００秒超えとしても、フェライト相分率等の変化が小さく、材質もほとんど変化しなくなるため、６００秒以下とする。均熱後の冷却は、パーライト相が生成し、成形性が低下するのを防止するため、５５０℃以下まで１０℃／秒以上の速度で冷却する必要がある。なお、好ましい一次焼鈍の温度は７８０〜８８０℃の範囲である。
仕上焼鈍：二次焼鈍
一次焼鈍に続く二次焼鈍は、７００〜９００℃の温度に再加熱し、１５〜６００秒保持し、その後、３５０〜５５０℃の温度まで冷却し、その温度域で３０秒以上保持することが必要である。再加熱温度が７００℃未満もしくは保持時間が１５秒未満では、残留オーステナイト相の分率が、体積分率で３％未満となるため、成形性が低下する。一方、再加熱温度が９００℃を超えると、フェライト相分率が２０％未満となるため、成形性が低下する。また、保持時間を６００秒超えとしても、フェライト相分率の変化が小さく材質はほとんど変化しない。二次焼鈍後は、残留オーステナイトを３％以上確保するため、３５０〜５５０℃の温度域で３０秒以上保持することが必要である。より成形性を向上させるためには、６０秒以上の保持が好ましい。なお、二次焼鈍の好ましい焼鈍温度は７２０〜８６０℃の範囲である。
一次焼鈍に続く二次焼鈍は、７００〜９００℃の温度に再加熱し、１５〜６００秒保持し、その後、３５０〜５５０℃の温度まで冷却し、その温度域で３０秒以上保持することが必要である。再加熱温度が７００℃未満もしくは保持時間が１５秒未満では、残留オーステナイト相の分率が、体積分率で３％未満となるため、成形性が低下する。一方、再加熱温度が９００℃を超えると、フェライト相分率が２０％未満となるため、成形性が低下する。また、保持時間を６００秒超えとしても、フェライト相分率の変化が小さく材質はほとんど変化しない。二次焼鈍後は、残留オーステナイトを３％以上確保するため、３５０〜５５０℃の温度域で３０秒以上保持することが必要である。より成形性を向上させるためには、６０秒以上の保持が好ましい。なお、二次焼鈍の好ましい焼鈍温度は７２０〜８６０℃の範囲である。
表１に示した化学成分を有する記号Ａ〜ＡＡの鋼を溶製し、連続鋳造して得た鋼スラブを、表２に示した各種条件で熱間圧延し、冷間圧延して、板厚が１．２ｍｍの冷延板とし、この冷延板を同じく表２に示した条件で仕上焼鈍し、次いで、圧下率０．３％の調質圧延を施してＮｏ．１〜４０の各種高強度鋼板を得た。これらの高強度鋼板から、供試材を採取し、以下の試験に供した。
＜鋼板組織調査＞
鋼板の圧延（Ｌ）方向断面を研摩し、３％ナイタール溶液で組織を現出させて、板厚の１／４位置を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍で３視野の組織写真を撮影し、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比（長辺／短辺）を測定した。また、それらの組織写真を画像処理して、フェライト相の分率を測定した。また、残留オーステナイト相の分率は、鋼板を板厚の１／４位置まで平面研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、ＣｏのＫα線を用いたＸ線回折装置で、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）各面の回折強度の比を求め、それらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
＜引張試験＞
上記供試材から、引張方向が圧延直角（Ｃ）方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、これをＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏応力ＹＳ、引張強度ＴＳおよび全伸びＥｌを測定し、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）および強度−延性バランス（＝ＴＳ×Ｅｌ）を求めた。なお、特性の評価は、ＹＲ≧０．５０、ＴＳ×Ｅｌ≧１８０００（ＭＰａ・％）を良好と判定した。
＜残留応力評価指数δの測定＞
図１に示したように、板厚が１．２ｍｍの上記供試材からブランク径が６８ｍｍの鋼板を打ち抜き、径が３３ｍｍのポンチを用いて、ダイ肩Ｒが２．５ｍｍ、しわ押さえ力が１０ｋＮ、絞り速度が１０ｍｍ／ｍｉｎ、絞り比（ブランク径／ポンチ径）が２．０６の条件で、ダイ側を潤滑油およびテフロン（登録商標）で潤滑してカップ成形し、得られたカップ底部から高さ８ｍｍの位置の上部より、幅１０ｍｍのリング試料を放電加工により切り出し、鋼板の圧延方向に切れ目を入れて開口した。この開口前後における圧延方向に対して直角方向のリングの外径Ｄ０およびＤ１を測定し、前述した（１）式および（２）式から残留応力評価指数δを求めた。この際、ヤング率Ｅは２１０ＧＰａ（＝２１０×１０３ＭＰａ）、ポアソン比νは０．３を用いた。
＜鋼板組織調査＞
鋼板の圧延（Ｌ）方向断面を研摩し、３％ナイタール溶液で組織を現出させて、板厚の１／４位置を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍で３視野の組織写真を撮影し、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比（長辺／短辺）を測定した。また、それらの組織写真を画像処理して、フェライト相の分率を測定した。また、残留オーステナイト相の分率は、鋼板を板厚の１／４位置まで平面研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、ＣｏのＫα線を用いたＸ線回折装置で、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）各面の回折強度の比を求め、それらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
＜引張試験＞
上記供試材から、引張方向が圧延直角（Ｃ）方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、これをＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏応力ＹＳ、引張強度ＴＳおよび全伸びＥｌを測定し、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）および強度−延性バランス（＝ＴＳ×Ｅｌ）を求めた。なお、特性の評価は、ＹＲ≧０．５０、ＴＳ×Ｅｌ≧１８０００（ＭＰａ・％）を良好と判定した。
＜残留応力評価指数δの測定＞
図１に示したように、板厚が１．２ｍｍの上記供試材からブランク径が６８ｍｍの鋼板を打ち抜き、径が３３ｍｍのポンチを用いて、ダイ肩Ｒが２．５ｍｍ、しわ押さえ力が１０ｋＮ、絞り速度が１０ｍｍ／ｍｉｎ、絞り比（ブランク径／ポンチ径）が２．０６の条件で、ダイ側を潤滑油およびテフロン（登録商標）で潤滑してカップ成形し、得られたカップ底部から高さ８ｍｍの位置の上部より、幅１０ｍｍのリング試料を放電加工により切り出し、鋼板の圧延方向に切れ目を入れて開口した。この開口前後における圧延方向に対して直角方向のリングの外径Ｄ０およびＤ１を測定し、前述した（１）式および（２）式から残留応力評価指数δを求めた。この際、ヤング率Ｅは２１０ＧＰａ（＝２１０×１０３ＭＰａ）、ポアソン比νは０．３を用いた。
上記測定の結果を表３に示した。また、図２に、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比が２．５以下のものの割合と残留応力評価指標δとの関係を示した。これらの結果から、本発明の要件を満たす鋼板は、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比が２．５以下のものの割合が５０％以上で、残留応力評価指標δが０．３５以下となり、成形性に優れると同時に成形後の残留応力も小さいことがわかる。
本発明の効果は、上述した本発明の鋼板組織を有するものであればいずれの鋼板においても得ることができる。
Claims (7)
- 体積分率にして２０〜９７％のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相から主としてなり、フェライト相以外の部分における結晶粒のアスペクト比２．５以下のものの割合が５０〜９５％であることを特徴とする成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板。
- Ｃ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１〜２．５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％以下を含有し、ＳｉとＡｉがＳｉ＋Ａｌ≧０．５０ｍａｓｓ％の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．００５〜２．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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２に記載の高強度鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｔｉ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項２または３に記載の高強度鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする請求項２〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％うちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項２〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
- 請求項２〜６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上圧延における１０００℃以下の温度での累積圧下率を２０％以下として熱間圧延し、コイルに巻き取った後、圧下率が６５％以下で冷間圧延し、その後、７００〜９００℃の温度で１５〜６００秒保持後、５５０℃以下まで１０℃／秒以上の速度で冷却してから再度７００〜９００℃の温度で１５〜６００秒保持し、冷却し、３５０〜５５０℃温度で３０秒以上保持する焼鈍を行うことを特徴とする成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板の製造方法。
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