JP2007332455A - 超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供すること。
【解決手段】モリブデン、タングステン、バナジウム、チタン及びニオブなどを含有し、基地組織が焼戻しマルテンサイト、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である超高強度鋼板であり、Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％などを含有し、Ｐ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物である。平均旧オーステナイト粒径が３〜１０μｍである。
上記高強度薄鋼板を用いて成る自動車用強度部品である。
【選択図】なし

Description

本発明は、超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品に係り、更に詳細には、自動車部品などに適する成形性及び耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品に関する。

近年、自動車の衝突安全性と環境問題の両立を図るために車体を軽量化するという観点から、フロントサイドメンバー、リヤサイドメンバー、ロッカー、ピラー類等、複雑なプレス成形が必要となる部品へ適用しようとする試みが高まっており、超高強度鋼板における成形性の向上が切望されている。

従来、超高強度鋼板については、種々の強化策により材料強度の確保は可能であるが、高強度化に伴い成形性は低下する傾向にあった。即ち、高強度鋼板では、組織的不均一、硬質相と軟質相の局所的混在などに起因し、加工性は、高強度化に伴い大きく低下し、高強度化と成形性の両立は困難であるのが実情であった。
また、１１８０ＭＰａ以上の強度になると、水素脆化による遅れ破壊という新たな弊害が生じることが知られている。

このような背景から、成形性の優れた高強度鋼板としてＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：加工誘起塑性）鋼板が注目されている。
ＴＲＩＰ鋼板は、加工変形により残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼板である。
しかし、ＴＲＩＰ鋼板においても、残留オーステナイトの加工誘起変態に起因して遅れ破壊が助長されることが報告されている（例えば非特許文献１参照）。
山崎ら、「超高強度冷延鋼板の遅れ破壊特性に及ぼす残留オーステナイトと歪の影響」、鉄と鋼、１９９７年、Ｖｏｌ８３、Ｎｏ．１１、ｐ６６−７１

また、遅れ破壊特性については、ニオブ（Ｎｂ）などの析出物等を形成することにより耐遅れ破壊性向上させた高強度鋼板が提案されている（例えば特許文献１参照）。
しかし、成形性に関する知見は一切記載されておらず、超高強度鋼板における耐遅れ破壊性と成形性の両立が切望されている。
特開２００５−６８５４８号公報

一方、本発明者らは、超高強度鋼板において、自動車用強度部品としての特性を十分に考慮したところ、成形性と耐遅れ破壊性を両立できる方法を見出すに至った。

本発明は、このような従来技術の有する課題及び新たな知見に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、所定の鋼板の基地組織を焼戻しマルテンサイト組織とし、旧オーステナイト粒径を細粒化することにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。

即ち、本発明の超高強度鋼板は、モリブデン、タングステン、バナジウム、チタン及びニオブから成る群より選ばれた少なくとも１種の元素を含有し、基地組織が焼戻しマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である超高強度鋼板であって、
引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、
Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、
Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種のものを含有し、
不純物Ｐ，Ｓの含有量はＰ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする。

また、本発明の超高強度鋼板の他の好適形態は、平均旧オーステナイト粒径が３〜１０μｍであることや、熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする。

更に、本発明の自動車用強度部品は、上記高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴とする。

所定の鋼板の基地組織を焼戻しマルテンサイト組織とし、旧オーステナイト粒径を細粒化することとしたため、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供できる。

以下、本発明の超高強度鋼板について、更に詳細に説明する。なお、本明細書及び特許請求の範囲において、濃度、含有量、充填量などについての「％」は、特記しない限り質量百分率を表すものとする。

上述の如く、本発明の超高強度鋼板は、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係る元素を含有して成る。また、基地組織は焼戻しマルテンサイトとする。更に、旧オーステナイト粒径は３０μｍ以下にする。

このような構成により、引張強度が９８０ＭＰａ以上でありながら、従来の高強度鋼板に対して自動車用部品としての要求を満足するのに十分な成形性を示し、且つ耐遅れ破壊性が向上し、成形性と耐遅れ破壊性を両立することにより優れた効果を十分に発揮し、産業上有用な効果を奏する。

ここで、本発明の超高強度鋼板においては、硬質相である焼戻しマルテンサイト組織を素地とすることにより、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上になる。より好ましくは、鋼板の引張強度は１１８０ＭＰａ以上であることが良い。
代表的には、上記焼戻しマルテンサイトは、１１００℃以上の温度に加熱後、８５０℃以上の仕上げ温度、圧下率３０％以上で圧延、１５０℃〜３００℃で保持の製造条件、５５０℃〜７００℃の焼戻し条件により得ることができる。

旧オーステナイト粒径は１〜３０μｍに細粒化できる。旧オーステナイト粒径が３０μｍを超えると、深絞り性、張出し性、形状凍結性の向上が見込めなくなる。また、旧オーステナイト粒径が１μｍ未満では、機械的性質が劣化し易い上、製造上も困難となり易い。

更に、上記旧オーステナイト粒径は３〜１０μｍにすることが好適である。このときは、深絞り性、張出し性、形状凍結性をより向上させ得るので、当該超高強度鋼板を用いて自動車部品を成形するときに要求される成形性を満足させ得る。

また、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、
炭素（Ｃ）、クロム（Ｃｒ）を、Ｃ：０．１０％〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１％〜３．５％の割合で含有し、
モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係るものを、Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％の割合で含有し、
更に、不純物のリン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）を、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％の割合で含有し、
残部は実質的に鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物である。

このときは、微細な合金炭化物が含有されることにより、成形性を確保しつつ耐遅れ破壊性に優れる鋼板が得られる。
以下に各成分について説明する。

Ｃ ： Ｃは強度増加に最も有効な元素である。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．１％以上含有することが好適であるが、０．４％を超えると靭性劣化を招き易いことから、０．１０〜０．４０％含有することが良い。

Ｃｒ： Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶して鋼板の強度上昇に有効な元素である。従って、少なくとも０．０１％以上含有することが好適である。好ましくは１％以上含有させることが良いが、過剰に添加するとその効果が飽和するとともに靭性が低下してしまうため、上限を３．５％とすることが良い。

Ｍｏ： Ｍｏは本発明において重要な元素であり、焼入れ性向上の他、合金炭化物を形成することで微細粒化に有効であると共に、水素の置換にも有効である。しかし、０．１０％未満では、合金炭化物の形成が困難になり易い。一方、Ｍｏは高価な合金元素であるため、０．１〜２．０％含有することが良い。

なお、成形性を確保しつつ良好な耐遅れ破壊性を確保するために、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのうち少なくとも１元素を含有することが好適であるが、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉについても、Ｍｏと同様な添加効果を示すことから、上記含有量の上限、下限とすることが良い。

Ｐ ： Ｐは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０２％とすることが良い。

Ｓ ： Ｓは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０１％とすることが良い。

更に、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）のいずれか一方又は双方を、Ｃｕ：０．１％〜３．０％、Ｎｉ：０．１％〜３．０％の割合で含有することが良い。
以下に各成分について説明する。

Ｃｕ： Ｃｕは強化に有効である上、自身の微細析出は遅れ破壊の抑制にも寄与するため、０．１％以上含有することが良い。また、過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を３．０％とすることが良い。

Ｎｉ： Ｎｉは鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保できるとともに、耐食性の向上に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られず、一方、３．０％を越えると加工性が悪くなることから０．１〜３．０％含有することが良い。

更にまた、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）のいずれか一方又は双方を、Ｓｉ：０．０１％〜２．５％、Ｍｎ：０．１％〜１．０％の割合で含有することが良い。
以下に各成分について説明する。

Ｓｉ： Ｓｉは脱酸及び強度増加に有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を０．２％以上とすることが良い。但し、過剰な添加は靭性劣化を起す場合があるため、上限を２．５％とすることが良い。

Ｍｎ： Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られにくい。一方、含有量が多過ぎるとＰ、Ｓの共偏析を助長するだけでなく、靭性劣化を起すことがあるため、０．１〜１．０％含有することが良い。

また、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、アルミニウム（Ａｌ）を、Ａｌ：０．００１％〜０．１％の割合で含有することが良い。

Ａｌ： Ａｌは脱酸のため添加するが、添加量が多過ぎると介在物が増加して加工性が劣化するため、０．００１〜０．１％含有することが良い。

以上説明した本発明の超高強度鋼板は、成形性が良好であることから、代表的には、熱延鋼板又は冷延鋼板で作製することができる。代表的な超高強度鋼板の板厚は、０．５〜２．３ｍｍである。
また、成分設計の観点から、亜鉛めっきの表面処理を施すことができる。
同様に、フィルムラミネート処理を施すこともできる。

次に、本発明の自動車用強度部品について説明する。
かかる自動車用強度部品は、上述の高強度薄鋼板を用いて成る。これにより成形性及び耐遅れ破壊性が共に優れた自動車用高強度部品が得られる。
具体的には、プレス成形（冷間、温間、熱間）、ハイドロ成形、ブロー成形、のいずれかの方法により、上記高強度薄鋼板を成形して得ることができる。
なお、通常、ピアス、トリム加工した部位は、残留応力が高く遅れ破壊の危険が高くなるが、本発明の自動車用強度部品は、切断加工部を有している場合でも、遅れ破壊が少ないので有効である。

以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。

（実施例１〜５、比較例１〜５）
表１に示す成分の鋼を用い、表２に示す製造条件により、各例の鋼板を作製した。
各例の鋼板について、引張強度、ＳＤ（一様伸び後の応力低下度）、組織、成形評価、遅れ破壊評価を行った。これらの試験結果を表３に示す。
また、各特性の評価は下記の要領で実施した。比較例２〜５（Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ）の鋼は市販品を使用した。

１．機械特性値
（１）引張強度
引張強度はＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、評価した。
（２）応力低下度（ＳＤ）
図１は、板状試験片（例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図である。引張強さ（ＴＳ）と破断応力の差を応力低下度（ＳＤ）と定義する。
応力低下度（ＳＤ）が１８０ＭＰａ以上の値を有するものは良好な靭延性を有していた。

２．組織
（１）基地組織
基地組織は、断面を研磨後、ナイタール溶液によりエッチングし、光学顕微鏡１００〜１０００倍及びＳＥＭ観察１０００〜５０００倍を行って評価した。

（２）旧オーステナイト粒径
旧オーステナイト粒径は、基地組織が焼戻しマルテンサイトのものについて、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して行い、評価した。

３．成形性
成形性評価方法は、複雑なプレス成形が必要な自動車用部品への適用を念頭に置き、深絞り性評価、張出し性評価、形状凍結性評価の総合評価で評価を行った。それぞれの成形性評価方法について下記の要領で実施した。

（１）深絞り性評価
図２に深絞り試験概要を示す。ポンチ肩半径５ｍｍ、直径５０ｍｍの円筒ポンチ４と、ダイ肩半径７ｍｍのダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に５０ｋＮの加圧力を与えた状態で、３ｍｍ／秒の速度でポンチ４を移動させた。
このとき、試験片３のブランク直径を大きくしていき、破断することなく絞りきることのできるブランク直径を、最大ブランク直径Ｄとした。ポンチ直径と最大ブランク直径の比（Ｄ／５０）をＬＤＲと定義した。この値が大きいほど深絞り性が良い。

（２）張出し性評価
図３に深絞り試験概要を示す。半径５０ｍｍの球頭ポンチ４と、ダイ肩半径５ｍｍのビードつきダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に高い加圧力を与え材料が周りから流入しない状態で、１０ｍｍ／分の速度でポンチ４を移動させた。試験片３の寸法は２００ｍｍ×２００ｍｍとし、ポンチ４が試験片３に接触してから、破断する直前までの移動距離を最大成形高さ（ＬＤＨ）とした。この値が大きいほど張出し性が良い。

（３）形状凍結性評価
図４に形状凍結性指標を評価するためのハット曲げ試験概要を示す。幅７５ｍｍ、ポンチ肩半径５ｍｍのポンチ４と、ダイ肩半径５ｍｍのダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に２００ｋＮの加圧力を与え、１０ｍｍ／分の速度でポンチ４を８０ｍｍ移動させた。試験片３の寸法は３００ｍｍ×５０ｍｍとした。ハット曲げ成形後の試験片３を試験機から取り出し、図５に示す方法で試験片３の曲率を測定した。この値が小さいほど形状凍結性が良い。

４．遅れ破壊
遅れ破壊試験評価方法は、１００ｍｍ×５０ｍｍの短冊試験片をハット曲げ試験機で曲げ、曲げ戻し加工したあと壁部にピアス加工を行い、高い残留応力を持たせた試験片を、０．１ｍｏｌ／ｍ^３の塩酸水溶液に１００時間浸したときの亀裂の有無によって評価した。

表３に示すように、本発明の範囲内にある実施例１〜５の超高強度鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の強度を示し、且つ自動車用部品としての要求を満足するのに十分な成形性を示しており、上記遅れ破壊試験において亀裂が発生しなかったことから、成形性と耐遅れ破壊性を兼ね備えている。
これらに対して、比較例１の鋼板は、引張強度は９８０ＭＰａ以上を示したが、成形性と遅れ破壊性の両立ができていない。また、比較例２〜５の鋼板は、成分が本発明の範囲から逸脱しており、一部は引張強度が９８０ＭＰａ未満であり、遅れ破壊は問題ないが、成形性が本発明鋼に対し劣っている。

板状試験片（例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図である。 深絞り試験概要及び深絞り指標であるＬＤＲの算出方法を示す概略図である。 張出し試験概要並びに張出し指標であるＬＤＨを示す概略図である。 ハット曲げ試験概要を示す概略図である。 形状凍結指標である壁ソリ量（曲率）を示す概略図である。

符号の説明

１ ダイ
２ シワ押さえ
３ 試験片（鋼板）
４ ポンチ

Claims (11)

1. モリブデン、タングステン、バナジウム、チタン及びニオブから成る群より選ばれた少なくとも１種の元素を含有し、基地組織が焼戻しマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である超高強度鋼板であって、
   引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、
   Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、
   Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種のものを含有し、
   不純物Ｐ，Ｓの含有量はＰ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする超高強度鋼板。
2. 鋼中にＣｕ：０．１％〜３．０％及び／又はＮｉ：０．１％〜３．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の超高強度鋼板。
3. 鋼中にＳｉ：０．０１％〜２．５％及び／又はＭｎ：０．１％〜１．０％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の超高強度鋼板。
4. 鋼中にＡｌ：０．００１％〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載の超高強度鋼板。
5. 平均旧オーステナイト粒径が３〜１０μｍであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つの項に記載の超高強度鋼板。
6. 熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１つの項に記載の超高強度鋼板。
7. 亜鉛めっきの表面処理を施したことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１つの項に記載の超高強度鋼板。
8. フィルムラミネート処理を施したことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１つの項に記載の超高強度鋼板。
9. 請求項１〜８のいずれか１つの項に記載の高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴とする自動車用強度部品。
10. プレス成形、ハイドロ成形、ブロー成形、のいずれかの方法により成形されたことを特徴とする請求項９に記載の自動車用強度部品。
11. 切断加工部を有することを特徴とする請求項９又は１０に記載の自動車用強度部品。

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