JP2009235440A

JP2009235440A - 高降伏比高強度冷延鋼板

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Publication number: JP2009235440A
Application number: JP2008079709A
Authority: JP
Inventors: Reiko Mizuno; 玲子水野; Hiroshi Matsuda; 広志松田; Yoshimasa Funakawa; 義正船川; Yasushi Tanaka; 靖田中
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-03-26
Filing date: 2008-03-26
Publication date: 2009-10-15
Anticipated expiration: 2028-03-26
Also published as: JP5194930B2

Abstract

【課題】安定して製造ができ、TSが440MPa以上、YRが0.8以上、TS×Elが12000MPa・%以上である高降伏比高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.02〜0.10%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.1%、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.05〜0.40%を含有し、下記の式(1)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し、かつミクロ組織がフェライトを有し、前記フェライトにおけるアスペクト比が3未満の結晶粒のミクロ組織全体に占める面積率が80%以上であり、前記フェライトには粒径20nm以下のTi系炭化物が1.0×10⁴個/mm²以上析出している高降伏比高強度冷延鋼板；(Ti/48)/(C/12)=0.1〜0.9・・・(1)、ただし、式(1)中のTi、Cは、各々の元素の含有量(質量%)を表す。
【選択図】図1

Description

本発明は、自動車車体部品などに有用な加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板、特に、引張強度TSが440MPa以上、降伏強度YSとTSの比である降伏比YRが0.8以上、伸びElとTSとの積であるTS×Elが12000MPa・%以上である高降伏比高強度冷延鋼板に関する。

近年、地球環境保全の観点からCO₂の排出量を抑制するための燃費改善に向けた自動車車体の軽量化や、衝突時に乗員の安全確保に向けた自動車車体の強化が積極的に進められている。こうした自動車車体の軽量化と強化とを同時に満たすには、車体部品の素材である鋼板をTSが440MPa以上となるように高強度化し、剛性の問題とならない範囲でその板厚を減ずることが効果的であり、最近では板厚の薄い高強度鋼板が車体部品に積極的に使用されている。また、こうした車体部品用の鋼板には、加工性の観点から12000MPa・%以上のTS×Elが必要であるとともに、衝突時の安全性の観点から衝突時の変形が少ない、すなわち高速変形量の小さいことも必要であることから、加工性に優れ、0.8以上のYRを有する高降伏比高強度鋼板への要求も高まっている。

高降伏比高強度鋼板として、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.07〜0.25%、Si:0.1%以下、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:0.010〜0.100%、N:0.01%以下、Nb:0.10%以下、Ti:0.3%以下、Cr:0.1%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板上に、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してなる、45kg/mm²以上のTSと0.8以上のYRを有する高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。また、特許文献2には、質量%で、C:0.028%超0.044%未満、Si:0.8%未満、Mn:1.9〜2.3%、P:0.001〜0.035%、S:0.0001〜0.013%、Al:0.1%以下、N:0.0001〜0.008%、Ti:0.012〜0.029%、Nb:0.029〜0.042%、Mo:0.05〜0.25%、B:0.0008〜0.0038%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる高降伏比高強度冷延鋼板が開示されている。さらに、特許文献3には、質量%で、C:0.02%以下、Si:0.3%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.06%以下、N:0.006%以下、Ti:0.015〜0.40%、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを1150℃以上に加熱後、880℃以上の仕上圧延出側温度で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を400〜700℃の巻取温度で巻取り後、酸洗、冷間圧延後、浸炭雰囲気中で600〜720℃で焼鈍を行う加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法が開示されている。
特開平10-273754号公報特開2006-274378号公報特開2007-9253号公報

しかしながら、特許文献1に記載の高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板は、高強度で、0.8以上のYR、12000MPa・%以上のTS×Elを有しているが、フェライト相とパーライト相からなるミクロ組織を前提としており、マルテンサイト相やベイナイト相の生成を抑制するためにその製造方法を厳しく制御する必要があり、0.8以上のYRを安定して得ることが困難である。特許文献2に記載の高降伏比高強度冷延鋼板は、高強度ではあるが、0.8以上のYRを有していない。特許文献3に記載の高降伏比高張力冷延鋼板の製造方法では、高強度で、0.8以上のYR、12000MPa・%以上のTS×Elの高降伏比高張力冷延鋼板が得られるが、その製造には浸炭雰囲気下の焼鈍が必要であり、こうした特性を安定して得ることが困難である。

本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、安定して製造でき、TSが440MPa以上、YRが0.8以上で、TS×Elが12000MPa・%以上である高降伏比高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、TSが440MPa以上、YRが0.8以上、TS×Elが12000MPa・%以上となる高降伏比高強度冷延鋼板について鋭意検討を行ったところ、以下のことを見出した。

(i) (Ti/48)/(C/12)=0.1〜0.9で、かつ粒径20nm以下のTiを含む炭化物(以後、Ti系炭化物と呼ぶ)をフェライト中に1.0×10⁴個/mm²以上析出させると、440MPa以上のTSが得られ、0.8以上のYRが安定して達成される。

(ii) アスペクト比が3未満のフェライト結晶粒のミクロ組織全体に占める面積率を80%以上とすると、12000MPa・%以上のTS×Elが得られる。

本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.02〜0.10%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.1%、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.05〜0.40%を含有し、下記の式(1)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し、かつミクロ組織がフェライトを有し、前記フェライトにおけるアスペクト比が3未満の結晶粒のミクロ組織全体に占める面積率が80%以上であり、前記フェライトには粒径20nm以下のTi系炭化物が1.0×10⁴個/mm²以上析出していることを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板を提供する。
(Ti/48)/(C/12)=0.1〜0.9・・・(1)
ただし、式(1)中のTi、Cは、各々の元素の含有量(質量%)を表す。

本発明により、TSが440MPa以上、YRが0.8以上、TS×Elが12000MPa・%以上である高降伏比高強度冷延鋼板を安定して製造できるようになった。本発明の高降伏比高強度冷延鋼板を自動車車体部品に適用すれば、自動車の軽量化のみならず、衝突時の安全性を飛躍的に向上できる。

以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分の量を表す%は、特に断らない限り質量%を意味する。

1) 成分組成
C:0.02〜0.10%
Cは、後述のTiとともに本願発明の重要な元素であり、強度確保のために必要不可欠な成分である。440MPa以上のTSを得るために必要な量のTiCを析出させるためには、C量を0.02%以上とする必要がある。しかしながら、C量が0.10％を超えると、粗大な析出物が生成し、目標とするTSが得られず、延性の低下も招く。したがって、C量は0.02〜0.10%とする。

Si:1.5%以下
Si量が1.5%を超えると、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生する他、溶融亜鉛めっき(合金化を含む)を施す場合にめっきの濡れ性を悪くし、めっきむらの発生を招き、表面外観を悪くする。したがって、Si量は1.5%以下とする。なお、本発明において、Si量は0%であってもよいが、Siは固溶強化に有効な元素であるため、その量を0.01%以上とすることが好ましい。

Mn:1.0〜2.0%
Mn量は、固溶強化の観点から、1.0%以上とする。しかしながら、その量が2.0%を超えると偏析が生じ、加工性が低下する。したがって、Mn量は1.0〜2.0%とする。

P:0.005〜0.1%
Pは、固溶強化の効果がある元素である。しかしながら、P量が0.005%未満では、その効果が得られない。一方、P量が0.1%を超えると、Pが粒界に偏析して耐二次加工脆性や溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制するため、合金化処理温度を高くする必要があり、めっき層にパウダリングやチッピングなどが生じやすくなる。したがって、P量は0.005〜0.1%、好ましくは0.01〜0.1%とする。

S:0.01%以下
Sは、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し延性を劣化させるので、S量は0.01%以下とするが、少ないほど好ましい。

Al:0.005〜0.1%
Alは、固溶強化や固溶Nを固定して耐常温時効性を向上させる作用がある。また、Alはフェライト生成元素であり、フェライト+オーステナイトの二相域の温度調整にも有効な元素である。このような作用を発揮させるためには、Al量を0.005%以上とする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、合金コスト高を招くとともに、表面欠陥を誘発する。したがって、Al量は0.005〜0.1%とする。

N:0.01%以下
Nは、固溶Nとして存在すると耐常温時効性を劣化させる。そのため、その量が0.01%を超えると固溶Nを固定するために多量のAlやTiなどの添加が必要となり、合金コスト高を招く。したがって、N量は0.01%以下とする必要があるが、少ないほど好ましい。

Ti:0.05〜0.40%
Tiは、本発明において重要な元素であり、Cと結合してTiCを形成し、鋼の強化に有効に働く。440MPa以上のTSを得るためには、Ti量を0.05%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.40%を超えると、高強度で、高YRが得られない。したがって、Ti量は0.05〜0.40%とする。

残部は、Feおよび不可避的不純物である。

2) (Ti/48)/(C/12):0.1〜0.9、かつ粒径20nm以下のTi系炭化物の個数:1.0×10⁴個/mm²以上
C:0.04%、Si:tr.、Mn:1.1%、P:0.01%、S:0.001%、Al:0.04%、N:0.0020%で、Ti量を0.02〜0.6%に変えた鋼XとC:0.08%、Si:tr.、Mn:1.3%、P:0.01%、S:0.001%、Al:0.04%、N:0.0020%で、Ti量を0.05〜0.8%に変えた鋼Yとを、熱間圧延、冷間圧延し、連続焼鈍をシミュレートした熱サイクルで880℃で60s間保持後、620℃まで空冷し、620℃で240s間保持後空冷して鋼板試料を作製し、作製後の試料から圧延方向に対して90°方向にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、TSおよびYRを測定した。その結果、図1に示すように、TSおよびYRは、(Ti/48)/(C/12)が0.9前後で大きく変動し、YRを0.8以上とするには、(Ti/48)/(C/12)を0.9以下とする必要があることがわかる。また、この場合、TS≧440MPaが得られた。なお、Ti量の少ない場合(鋼X:Ti=0.02%)は、YRは0.8未満となり、TSも440MPa未満となった。

本発明者らは、上記したように(Ti/48)/(C/12)が0.9を超えると、TSとともにYRが低下する理由は、Ti系炭化物が粗大化するためと考えた。そこで、強度の向上には、析出物のうち特に微細な析出物、具体的には粒径が20nm以下の微細な析出物の寄与が大きいと考え、粒径20nm以下のTi系析出物の個数とYRとの関係を調べた。結果を図2に示す。図2に示すように粒径20nm以下のTi系炭化物の個数を1.0×10⁴個/mm²以上にすれば、0.8以上のYRが得られることがわかる。以上のことから、440MPa以上のTSと0.8以上のYRを得るには、(Ti/48)/(C/12)が0.9以下で、かつ粒径20nm以下のTi系炭化物が1×10⁴個/mm²以上析出していることが必要である。(Ti/48)/(C/12)が0.9を超えると、440MPa以上のTSと0.8以上のYRが得られない理由は、上記したようにTi系炭化物が粗大化するためと考えられる。なお、(Ti/48)/(C/12)が0.1未満では、十分な量のTi系炭化物が確保されず、440MPa以上のTSや0.8以上のYRが得られないので、(Ti/48)/(C/12)は0.1以上とする必要がある。

本発明の鋼板では、このように粒径20nm以下の微細なTi系炭化物により0.8以上のYRを達成しているため、マルテンサイトやベイナイトが混入しても安定して高YRが得られる。

ここで、Ti系炭化物の粒径と個数は、透過型電子顕微鏡により、薄膜試料を用いて50,000〜500,000倍で5視野以上観察して測定した。このとき、観察可能な炭化物の粒径は1nm程度であるため、実質的には粒径1〜20nmの炭化物の個数を測定したことになる。

また、上記粒径20nm以下の微細なTi系炭化物はフェライト中に析出していた。なお、ここで粒径は上記観察により認められた各析出物の最大径であり、またエネルギー分散型X線分光法(EDX)により析出物を定性分析し、粒径20nm以下の微細な析出物がTi系炭化物であることを確認した。

3) アスペクト比が3未満のフェライト粒の面積率:80%以上
上記の鋼Yを、熱間圧延、冷間圧延し、連続焼鈍をシミュレートした熱サイクルで840〜920℃で60s間保持後、620℃まで空冷し、620℃で240s間保持後空冷して鋼板試料を作製し、上記と同様な方法で引張試験を行い、TS×Elを測定した。良好な加工性を確保するためには、フェライトを含有させる必要があるが、図3に示すように、フェライトにおけるアスペクト比が3未満の結晶粒の組織全体に占める面積率を80%以上にすれば、12000MPa・%以上のTS×Elが得られる。

ここで、フェライト結晶粒の面積率やアスペクト比は、圧延方向に平行な板厚断面をナイタールによりエッチングし、走査顕微鏡を用いて、1000倍で3視野以上観察し、画像解析法により測定した。このとき、アスペクト比は(圧延方向の最長粒径)/(板厚方向の最長粒径)で求めた。

なお、本発明において、上記したミクロ組織の条件を満足すれば、目的とする鋼板特性を確保でき、アスペクト比が3未満のフェライト結晶粒以外の組織については、特に規定する必要はなく、例えばマルテンサイトやアスペクト比が3以上のフェライト粒、あるいはパーライトなどであってもよい。

上述したように、本発明の高降伏比高強度冷延鋼板では、粒径20nm以下の微細なTi系炭化物の個数とアスペクト比が3未満のフェライト粒の割合を適切に制御する必要がある。それには、本発明の成分組成を有する鋼スラブを、通常の方法で熱間圧延、冷間圧延して冷延板とした後、焼鈍するにあたり焼鈍温度と冷却条件を制御することが重要である。すなわち、アスペクト比が3以上のフェライト粒の生成を抑制するには、フェライト+オーステナイトの二相域で高温焼鈍することが有効である。また、二相域で高温焼鈍することは、熱間圧延後に析出している比較的大きなTi系炭化物を再溶解させ、その後の冷却で粒径20nm以下の微細なTi系炭化物の個数を必要なだけ析出させる上でも、極めて効果的である。二相域の高温焼鈍で再溶解したTi系炭化物は、空冷後CCT曲線のフェライト変態のノーズ付近の温度、すなわち本発明の成分系では600℃近辺で保持することにより粒径20nm以下の微細なTi系炭化物として再析出して、高強度、高YRに寄与する。また、フェライト変態のノーズ付近で保持するため、フェライト主体のミクロ組織が形成され、高延性化が達成される。

表1に示す組成の鋼No.A〜Rを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを1250℃に加熱後、粗圧延してシートバーとし、仕上温度940℃で仕上圧延後、巻取温度550℃で巻取って熱延板とした。これらの熱延板を酸洗後、圧下率75%で冷間圧延を施し板厚1.0mmの冷延板とした。引き続き、これら冷延板を、連続焼鈍ラインにて、表2に示す焼鈍温度で焼鈍し、次いで焼鈍温度から620℃までを平均冷却速度15℃/sで冷却後、620℃で240s間保持して、鋼板No.１〜23を作製した。そして、焼鈍後の鋼板のフェライト粒の面積率、Ti系炭化物の個数および引張特性値を上記と同様な方法により調査した。

結果を表2に示す。

本発明例では、いずれもTSが440MPa以上、YRが0.8以上であり、TS×Elも12000MPa・%以上あることがわかる。

(Ti/48)/(C/12)とTSおよびYRとの関係を示す図である。粒径20nm以下のTi系炭化物の個数とYRとの関係を示す図である。アスペクト比が3未満のフェライト粒の面積率とTS×Elとの関係を示す図である。

Claims

質量%で、C:0.02〜0.10%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.1%、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.05〜0.40%を含有し、下記の式(1)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し、かつミクロ組織がフェライトを有し、前記フェライトにおけるアスペクト比が3未満の結晶粒のミクロ組織全体に占める面積率が80%以上であり、前記フェライトには粒径20nm以下のTiを含む炭化物(Ti系炭化物)が1.0×10⁴個/mm²以上析出していることを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板；
(Ti/48)/(C/12)=0.1〜0.9・・・(1)
ただし、式(1)中のTi、Cは、各々の元素の含有量(質量%)を表す。