JP2009506206A - 加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 自動車のバンパー補強材またはドア内の衝撃吸収材などに用いられる自動車用熱延鋼板及びその製造方法に関し、強度−伸び率のバランス値が高い高強度高加工性熱延鋼板を提供する。
【解決手段】 本発明は重量％で、Ｃ：０．２〜１％、Ｍｎ：８〜１５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０３％以下を含んで組成され、引張強度と総伸び率の積（ＴＳ×Ｔｏｔ．Ｅｌ）が２４０００ＭＰａ％以上の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板及びその製造方法からなる。

Description

本発明は自動車のバンパー補強材またはドア内の衝撃吸収材などに用いられる自動車用熱延鋼板に関するもので、より詳しくは強度と共に伸び率に優れて部品への成形が容易な高マンガン形高強度熱延鋼板及び製造方法に関する。

バンパー補強材或いはドア内の衝撃吸収材は車両の衝突時に乗客の安全に直接関係する部品で、引張強度７８０ＭＰａ以上の超高強度熱延鋼板が主に使われ、高い引張強度と共に高い伸び率を有しなければならない。また、最近は漸次厳しくなっている環境汚染の規制に対応するため、燃費を向上させようとより高い強度の鋼を使用する割合が増加しつつあり、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼の商業化に対する研究が増加している。

自動車に用いられる高強度鋼は代表として二相組織（ＤＰ；Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ；ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼及び複合組織（Ｍｕｌｔｉ−Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ）鋼がある。

通常、自動車用熱延鋼板の製造工程は鋼成分を再固溶する再加熱、最終の厚さに圧延する熱間圧延、熱間圧延された熱延板を常温に冷却及び巻取する冷却工程に区分され、この際加熱炉から出たスラブをオーステナイト区間で圧延し、冷却過程で冷却終了温度をＭｓ温度より低くしてオーステナイトをマルテンサイトに変態させて製造する鋼を二相組織鋼といい、全体組織のうちマルテンサイトの割合が増加するほど強度が増加しフェライトの割合が増加するほど軟性が増加することになる。しかし、上記二相組織鋼は低温でマルテンサイトを形成するために冷却速度を速くしなければならないという短所がある。

一方、鋼組織の一部を残留オーステナイトで形成させ鋼の加工性をより向上させた鋼を変態誘起塑性鋼といい、変形時に変態による加工硬化で均一伸び率に優れ、通常８００ＭＰａを基準に３０％の伸び率を有して他の超高強度鋼に比べて伸び率に優れて引張強度−伸び率のバランス値が高い。しかし、車体軽量化に対する需要がさらに増加し、より高い水準の高強度鋼の開発が求められ、かつ部品一体化などのために複雑な形状の部品加工が必要であるが、この場合、同一強度の水準で３０％より高い伸び率が求められる。

また、上記方法のように圧延過程でオーステナイトを形成した後、冷却過程で冷却速度及び冷却終了温度などを制御して常温でフェライト、マルテンサイトと一部のベイナイト及びマルテンサイト／オーステナイトの混合相を形成することにより、上記変態組織鋼の強度と軟性を同時に高めた鋼が複合組織（Ｍｕｌｔｉ−ｐｈａｓｅ）鋼である。上記複合組織鋼の場合、相対的に合金元素添加量が少ないため溶接性に優れ高い降伏強度を有する。しかし、上記複合組織鋼は伸び率が低いため成形に不利であるという短所がある。

本発明は上記従来技術の問題点を解決するためのもので、Ｍｎの含量を８〜１５重量％に制御して単相のオーステナイト組織を形成することにより優れた伸び率を確保し、双晶を発生させて変形時クラックを形成するネッキングを防ぐことが出来る加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板を提供することにその目的がある。

上記の目的を達成すべく、本発明は、重量％で、Ｃ：０．２〜１％、Ｍｎ：８〜１５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０３％以下を含んで組成され、
引張強度と総伸び率の積（ＴＳ×Ｔｏｔ．Ｅｌ）が２４０００ＭＰａ％以上の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板に関する。

また、本発明は重量％で、Ｃ：０．２〜１％、Ｍｎ：８〜１５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０３％以下を含んで組成される鋼スラブを１１８０〜１２２０℃で再加熱した後８００℃以上で仕上げ熱間圧延する段階と、
上記熱延板を6００℃以上まで冷却した後巻取する段階と、を含んでなる引張強度と総伸び率の積（ＴＳ×Ｔｏｔ．Ｅｌ）が２４０００ＭＰａ％以上の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板の製造方法に関する。

本発明によると通常伸び率が最も優れると知られている変態誘起塑性鋼（ＴＲＩＰ鋼）より強度−伸び率のバランス値が高い高強度高加工性熱延鋼板を提供することが出来る。

以下、本発明を詳しく説明する。

フェライト組織を有する一般の高強度鋼は転位移動によるスリップによって変形が発生し、変形量が増加するに伴い加工硬化が大きくなり粒界で変形が集中してネッキングが発生する。このようにネッキングが発生すると加工硬化増加率がネッキングによる断面減少率を補償することが出来ず破壊が発生することになる。

本発明は上記のような通常の高強度鋼の問題点を解決するために案出されたもので、Ｍｎの含量を８〜１５重量％に制御して単相のオーステナイト組織を形成することにより優れた伸び率を確保し、双晶を発生させ変形時にクラックを形成するネッキングを防ぐことに特徴がある。即ち、本発明の変形特性は一般の高強度鋼とはその特性が異なるが、マンガンを多量含有してオーステナイト組織を有する本発明のＴＷＩＰ（ＴＷｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼は応力が作用すると双晶が発生し、上記発生した双晶は転位の集積により変形が集中することとは異なって変形により変形集中が少ないため優れた伸び率を有することが出来る。また、ＴＲＩＰ鋼の場合変形時に変態が発生してマルテンサイトで変形が集中するが、本発明のＴＷＩＰ鋼は変形時に変態が発生せずオーステナイト組織を維持して伸び率に優れる。

以下、本発明を鋼組成と製造工程に分けて説明する。
［鋼組成］
Ｃ：０．２〜１重量％（以下、ただ‘％’と記載する）
鋼中炭素［Ｃ］は鉄鋼材料において最も重要な成分であって、強度は勿論のこと靭性、耐食性などの全ての物理的、化学的特性と密接な関係を有し、鋼の特性に最も大きい影響を与える成分である。本発明では上記Ｃの含量が０．２％未満であるとオーステナイトの安定度が減少するだけでなく、第２相の分率が減少して強度が減少するという問題点があり、１％を超えると溶接性が低下するだけでなく第２相分率が急激に増加して加工性が激減するなどの問題点がある。従って、上記Ｃの含量は０．２〜１％に制限することが好ましい。

Ｍｎ：８〜１５％
上記マンガン［Ｍｎ］は硬化能を大きくして強度を増加させる元素で、オーステナイト安定化元素である。本発明では安定したオーステナイト組織を得るために８％以上のマンガンが含まれるべきで、１５％を超えて過度に添加される場合製鋼工程で負荷が急激に増加するだけでなく、溶接性が低下し、介在物が形成されるなどの問題が発生すると共に製造コストが上昇するという問題点があり得る。従って、上記Ｍｎの含量は８〜１５％に制限することが好ましい。

Ｓ：０．０５％以下
上記硫黄［Ｓ］は不純物で、その含量が０．０５％を超えると熱延板に粗大なＭｎＳが生成され加工性と靭性を低下させるという問題点があるため、その含量を０．０５％以下に制限することが好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
上記リン［Ｐ］は不純物で、その含量が０．０３％を超えると靭性を低下させるという問題点があるため、その含量を０．０３％以下に制限することが好ましい。

一方、本発明では上記の成分にＡｌ、Ｎｉ、Ｃｕのうち１種以上をさらに添加することが出来る。

Ａｌ：０．３〜３％
上記アルミニウム［Ａｌ］はフェライトに固溶されるフェライト安定化元素で、強度に寄与し、脱酸剤として添加されることが一般である。一方、本発明において上記Ａｌは積層欠陥エネルギーを大きくして双晶が変形中に持続的に発生するようにすることに有効な成分である。上記Ａｌの含量が０．３％未満であると上記のような積層欠陥エネルギー増加の効果が少なく、３％を超えると製鋼、連鋳工程上にノズルが詰まる現象や介在物の混入が増加するなどの問題点があり得る。従って、上記Ａｌの含量は０．３〜３％に制限することが好ましい。

Ｎｉ：２〜７％
上記ニッケル［Ｎｉ］はオーステナイト安定化元素で、可能な限り多く添加することが材質に有利である。上記Ｎｉの含量が２％未満であると添加による上記効果が得られず、７％を超えると製造コストが上昇し過ぎるという問題点があるため、その含量を２〜７％に制限することが好ましい。

Ｃｕ：２〜５％
上記銅［Ｃｕ］はオーステナイトに固溶されたり析出相を形成してオーステナイトの結晶粒を減少させることによりフェライト結晶粒を微細にする元素である。上記のように固溶及び析出効果を奏するためには２％以上添加されなければならず、５％を超えて添加されると製造コストが上昇するだけでなく、再加熱温度を過度に増加させなければならないという問題点がある。従って、上記Ｃｕの含量は２〜５％に制限することが好ましい。

上記のように組成される本発明の熱延鋼板はオーステナイト単相組織を有することになり、このようにオーステナイト単相組織を有する本発明の熱延鋼板は３０％以上の伸び率を有するだけでなく、引張強度と総伸び率のバランス値（ＴＳ×Ｔｏｔ．Ｅｌ）が２４０００ＭＰａ％以上を有することになる。上記本発明の引張強度と総伸び率のバランス値は伸び率が最も優れると知られている変態誘起塑性鋼が２４０００ＭＰａ％未満であることを考えると非常に優れた値である。

［製造工程］
本発明の製造工程は、上記のように組成される鋼スラブを再加熱して鋳造時に偏析された成分を再固溶し、以後熱間圧延して板材を所望の厚さに制御し、次に冷却及び巻取することにより材質を確保する段階からなり、以下、これについてより詳しく説明する。

先ず、本発明の製造工程では上記のように組成された鋼スラブを再加熱する。スラブを再加熱する工程は鋳造時に偏析された成分を再固溶するためのもので、本発明では上記再加熱時に再加熱温度を１１８０〜１２２０℃に制限することが好ましい。その理由は上記再加熱温度が１１８０℃未満であると鋳造時に偏析された成分が再固溶されず、１２２０℃を超えるとオーステナイト結晶の粒度が増加してフェライトの粒度が粗大になって強度が減少するためである。

以後、上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延し、この際に仕上げ熱間圧延温度は８００℃以上に制限することが好ましい。その理由は上記仕上げ熱間圧延温度が８００℃未満であると熱間圧延中に形成されたフェライト内に多くの転位が導入され、このようなフェライトが冷却或いは巻取中に成長して表面粗大粒を形成するためである。

次に、上記熱延板を冷却した後巻取する。本発明の熱延板の最終組織はオーステナイト単相であるため冷却中に相変態が発生しない。従って、本発明において冷却時の冷却速度は特に制限されず、空冷及び水冷を含む通常の冷却パターンを用いることが出来る。但し、上記冷却時に冷却終了温度が６００℃未満であると多過ぎる残留応力が発生するという問題点があるため、上記冷却終了温度は６００℃以上に制限することが好ましい。

以下、実施例を通して本発明をより詳しく説明する。

下記の表１のように組成される鋼スラブを１２００℃で１時間加熱した後８6０℃で仕上げ熱間圧延を行った。以後上記熱延板を６８０℃まで水冷して試片を製造した。上記のように製造された試片を用いて強度及び伸び率を測定し、その結果は下記の表２の通りである。

上記表２から分かるように、本発明の範囲を満たす発明鋼（１〜７）は強度、伸び率及び強度−伸び率のバランス値が何れも優れるものと示され、特に強度−伸び率のバランスは２４０００ＭＰａ％以上の値を有して高強度鋼でありながら優れた加工性を確保することが出来た。

しかし、Ｍｎの含量が本発明の範囲を外れた比較鋼（１〜２）の場合、強度−伸び率のバランス値が低いという問題点があった。

実施例は説明のために記述されたもので、本発明は添付の請求範囲のみにより制限される。さらに、当業者は添付の請求範囲により本発明の範囲及び概念と分離されることなく様々な変更、付加及び代替が許容されるということを認める。

Claims (6)

1. 重量％で、Ｃ：０．２〜１％、Ｍｎ：８〜１５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０３％以下を含んで組成され、
   引張強度と総伸び率の積（ＴＳ×Ｔｏｔ．Ｅｌ）が２４０００ＭＰａ％以上の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板。
2. 前記熱延鋼板は、Ａｌ：０．３〜３％、Ｎｉ：２〜７％及びＣｕ：２〜５％からなるグループから選択された１種以上の成分をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板。
3. 前記熱延鋼板は、オーステナイト単相組織を有す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マンガン形高強度熱延鋼板。
4. 重量％で、Ｃ：０．２〜１％、Ｍｎ：８〜１５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０３％以下を含んで組成される鋼スラブを１１８０〜１２２０℃で再加熱した後８００℃以上で仕上げ熱間圧延する段階と、
   前記熱延板を６００℃以上まで冷却した後巻取する段階と、を含んでなる引張強度と総伸び率の積（ＴＳ×Ｔｏｔ．Ｅｌ）が２４０００ＭＰａ％以上の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板の製造方法。
5. 前記熱延鋼板は、Ａｌ：０．３〜３％、Ｎｉ：２〜７％及びＣｕ：２〜５％からなるグループから選択された１種以上の成分をさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板の製造方法。
6. 前記熱延鋼板は、オーステナイト単相組織を有することを特徴とする請求項４または５に記載の加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板の製造方法。