JP2011246794A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた引張強度が590MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】成分組成は、質量％で、C：0.040〜0.10%、Si：0.3%以下、Mn：1.7〜2.5%、P：0.030%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N： 0.006〜0.025%を含有する。組織は、ベイナイト相の占積率が60%以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が10%以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車の構造部材、足回り部材等に好適に用いられる、焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の観点から、CO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が急務とされており、使用部材の薄肉化による軽量化が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化と強化の双方が積極的に進められている。
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、部材素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で板厚を減ずることによって軽量化することが効果的といわれている。最近では、高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されており、特に引張強度が590MPa以上の高強度鋼板への要求が高まっている。軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなる。しかしながら、鋼板の成形時には、高強度であるほど、形状凍結性の劣化、金型への過負荷、割れやネッキングやしわの発生等の不具合が生じる。
これらの問題を解決する手段として、固溶する侵入型元素量を制御し、170℃、20分の焼付工程時に生じる歪時効硬化現象を利用することで、成形時には低強度、高延性の状態で加工を施し、成形後、焼付工程を経ることで強度上昇を得ようとする技術が知られている。
特許文献1には、C:0.01〜0.12%、Mn:0.01〜3%、N:0.003〜0.020%を含有した鋼であり、ベイナイト単相あるいは第二相との混合組織を有し、固溶N量を制御することで、焼付硬化性および耐常温時効性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
特許文献２、３には、歪時効硬化特性および延性に優れた鋼板として、固溶N量を制御した上で、フェライト相を面積率で50%以上含む組織を有する鋼板が開示されている。
特許文献４には、少なくとも3%の残留オーステナイトを含むことで焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板が得られると開示されている。
特開2005−206943号公報 特開2009−41104号公報 特開2003−49242号公報 特開2004−76114号公報
しかしながら、特許文献１に記載されたCr、Mo、Ni等が無添加の鋼板は、強度が590MPa未満と不足している。590MPa以上に達している鋼板はCr、Mo、Ni等が添加されていることから、コスト性、リサイクル性に劣る。また、鋼板強度が高くなるほど時効処理前後の変形応力増加量（BH量）、時効処理前後のTSの差（BHT量）ならびに穴広げ率（λ）は低下するのに対し、鋼板強度590MPa以上において焼付硬化性、伸びフランジ性について考慮されていない。
特許文献２、３に記載された鋼板は、主に軟質なフェライト相とマルテンサイト相などの硬質相の複合組織であるため、伸びフランジ性に劣る。特許文献４で記載された鋼板においても、極めて硬質な残留オーステナイトが含まれるために良好な伸びフランジ性が得られない。
本発明は、かかる事情に鑑み、焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた引張強度が590MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の要旨は以下のとおりである。
［1］質量％で、C：0.040〜0.10%、Si：0.3%以下、Mn：1.7〜2.5%、P：0.030%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N： 0.006〜0.025%を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、ベイナイト相の占積率が60%以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が10%以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下である組織を有することを特徴とする引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板。
［2］さらに、質量％で、Cr、Mo、Niの1種または2種以上を合計で0.30%以下含有することを特徴とする前記［1］に記載の引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板
［3］さらに、質量％で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.010%以下含有することを特徴とする前記［1］または前記［2］に記載の引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板
［4］さらに、質量％で、B：0.0015％以下を含有することを特徴とする前記［１］〜前記［3］のいずれか一項に記載の引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板
［5］前記［１］〜前記［4］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを1100〜1300℃で加熱後、（Ar3点＋50℃）以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、1.5s以上の放冷を行い、30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300〜500℃の巻取り温度で巻取ることを特徴とする引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明の高強度熱延鋼板とは、引張強度（以下、TSと称することもある）が590MPa以上の鋼板であり、より詳しくは引張強度が590〜780MPa程度の鋼板である。また、本発明において焼付硬化性および伸びフランジ性に優れるとは、穴広げ率（以下、λと称することもある）が80%以上、引張歪5%の予変形後、170℃の温度に20分間保持する条件で時効処理を施したときの時効処理前後の変形応力増加量（以下、BH量と称することもある）が90MPa以上、時効処理前後のTSの差（以下、BHT量と称することもある）が40MPa以上を有することである。
本発明によれば、TSが590MPa以上、より詳しくはTSが590〜780MPa程度、BH量が90MPa以上、BHT量が40MPa以上、λが80%以上の焼付硬化性および伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板が得られる。そのため、本発明の高強度熱延鋼板は自動車の構造部材、足回り部材等の使途に好適である。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、高強度熱延鋼板の焼付硬化性および伸びフランジ性の向上に関し、成分組成と組織を制御したことを特徴とする。そして、熱間圧延を中心にヒートパターンを検討し、焼付硬化性、伸びフランジ性および高強度化に対して最適な組織を得るための製造条件を見出したことを特徴とする。
すなわち、本発明は、N含有量が高い成分系とし、ベイナイト相の占積率が60%以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が10%以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下である組織を有する。
以上は、本発明の重要な要件であり、上記成分組成と組織を有する鋼板とすることにより、高強度で、かつ、焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた特性を得るものである。
まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定範囲および限定理由について説明する。
C：0.040〜0.10％
Cは焼付硬化性ならびに強度を著しく向上させるため、高強度化や良好な焼付硬化性を得るための有効な元素である。このような効果を得るためには、Cは0.040%以上含まれることが必要となる。しかしながら、Cを過剰に含有することによって穴広げ性が低下するため、上限は0.10%とする。好ましくは0.050％以上0.080％以下である。
Si：0.3%以下
Siは固溶強化とともに延性を向上させる効果があるが、Si量が0.3％を超えるとSiとMn、Nの複合析出物を形成するために、焼付硬化性と伸びフランジ性に顕著に悪影響を及ぼす。そのため、Si含有量の上限は0.3%とする。しかし、上記の理由からSi量が0.3%以下の範囲であってもSi量の増加により焼付硬化性ならびに伸びフランジ性は緩やかではあるが減少傾向にあることから、焼付硬化性と伸びフランジ性が良好な鋼板を製造する際には可能な限り低減した方が望ましい。
Mn：1.7〜2.5%
Mnは、高強度化に有効であるとともに、変態点を下げ、フェライト変態を抑制する効果がある。以上の理由から、Mnは1.7%以上添加する。好ましくは1.9%以上である。一方、過度の添加は、偏析等の異常部発生の原因となり延性が低下することから、Mn含有量の上限は2.5%とする。好ましくは2.4%である。
P：0.030%以下
Pは、固溶強化に有効な元素であるが、P含有量が0.030%を超えると、Pが粒界に偏析しやすく、靭性および溶接性が劣化しやすい。したがって、P含有量は0.030%以下とする。
S：0.005%以下
Sは、鋼中で介在物として存在し、Mnと硫化物を形成し伸びフランジ性を低下させることから、できる限り低減することが望ましい。本発明における鋼においては0.005%までは許容できるため、S含有量は0.005%以下とする。
Al：0.1%以下
Alは、脱酸元素として活用されるが、0.1%を越えるとコストや表面欠陥の観点で劣位となり、さらにAlNを形成することにより焼付硬化性を低下させることから、Al含有量は0.1%以下とする。なお、本発明では、脱酸元素として十分に活用するため、0.005%以上含有していることが好ましい。
N：0.006〜0.025%
Nは、コットレル雰囲気であったり、クラスター状もしくはナノオーダーの微細な析出物を形成することによって、歪時効硬化現象を発現する。そのため、N含有量は0.006%以上とする。一方で、0.025%を超えた場合、耐常温時効性が劣化する。そのため、N含有量は0.025%以下とする。好ましくは0.010％以上0.018%以下である。
また、上記の鋼成分に加え、目的に応じて下記の成分をさらに含有することができる。
Cr、Mo、Niの1種または2種以上を合計で0.30%以下
Cr、Mo、Niは固溶強化分の強度上昇および変態点を下げる効果があることから、製造安定性を向上させ、歩留まりを抑えることができる。コスト性やリサイクル性を考慮して、添加する場合は、Cr、Mo、Niの1種または2種以上を合計で0.30%以下とする。なお、上記効果を得る上では、合計で0.05％以上とすることが好ましい。
Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.010%以下
Nb、Ti、Vは、圧延時、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果があり、さらなる高強度化と伸びフランジ性の向上が期待できる。一方で、C、Nと結合して析出物を形成し、焼付硬化性を低下させる。そのため、強度、伸びフランジ性、焼付硬化性のバランスを考慮して、添加する場合は、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.010%以下とする。焼付硬化性を特に重視する場合は、0.005％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得る上では、合計で0.001％以上とすることが好ましい。
B：0.0015％以下
Bは、フェライト変態を極度に抑制する効果があり、製造安定性の向上が期待できる。一方で、0.0015％を超える添加は靱性に悪影響を及ぼすことから、添加する場合は、0.0015%以下とする。なお、上記効果を得る上では、0.0002％以上とすることが好ましい。
残部はFeおよび不可避不純物である。
次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の限定範囲および限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、ベイナイト相の占積率が60%以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が10%以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下である組織を有する。
上述した鋼成分で590MPa以上の高強度鋼板を製造するには組織強化を併用せざるを得ない。さらに、フェライト相やパーライト相の占積率が増加するにつれて、焼付硬化性および伸びフランジ性は劣位となる。一方で、ベイナイト相は強度と伸びフランジ性の両面において良好である。このような理由から、ベイナイト相の占積率は60%以上とする必要がある。好ましくは80%以上である。ここで、ベイナイト相は、粒内にセメンタイトが微細に析出した組織であり、ベイナイト変態ままの状態では、粒内のセメンタイトの配向が一致するが、焼き戻し状態ではセメンタイトの配向が不一致となる。本発明の製造方法では、生成したベイナイトの一部が巻取り中に若干焼き戻されることも考えられるが、本発明の目的を達成する上では、焼き戻しベイナイトも通常のベイナイト相と同様の効果を示す。したがって、本発明のベイナイト相には、このような焼き戻されたベイナイトを含んでいても問題ない。
なお、上記セメンタイトの配向は、透過型電子顕微鏡で達成しえる程度の高倍率で観察しなければ識別できない。本発明ではこれを特に識別するものではないため、ベイナイト相などの組織観察は、後述するように400倍程度の走査型電子顕微鏡にて行う。
また、上述したように、フェライト相およびパーライト相の析出は焼付硬化性、伸びフランジ性に多大な悪影響をもたらすことから、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率は10%以下とする。好ましくは5%以下である。
残部組織は、マルテンサイト相、残留オーステナイト相であり、各々の占積率が30％以下であれば、許容できるが、これらの組織析出の抑制、または焼戻しによる変質化を図ることが好ましい。
さらに、ベイナイト相はオーステナイト相から冷却されるときの冷却速度や巻取温度によって様々な形態を取りうる。焼付硬化性、伸びフランジ性のバランスが最良な組織はベイナイト相の粒内に微細なセメンタイトが多量に析出した形態である。調査の結果、ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下であれば目標とする特性が得られることがわかった。
なお、各組織の合計占有率およびセメンタイト粒の平均粒径、析出数は、例えば、以下のようにして求めることができる。
各相の占積率は、以下のような手法により評価した。圧延方向に平行な断面（L断面）の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影し、画像解析ソフト上で各相を区別した。そのときの面積率をもって、それぞれの相の占積率とした。析出したセメンタイトの数の計測には、走査型光学顕微鏡で1000倍に拡大して5視野分撮影した画像を用いた。このとき、観察される個々のセメンタイトの円相当径を求め、これら個々のセメンタイトの粒径から、セメンタイトの平均粒径を求めた。
次に本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記の成分組成に調整された鋼スラブを1100〜1300℃で加熱後、（Ar3点＋５０℃）以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、1.5s以上の放冷を行い、30℃/s以上の冷却速度で冷却し、300〜500℃の巻取り温度で巻き取る。
1100〜1300℃の範囲のスラブ加熱
熱間圧延前の加熱では、実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。スラブ加熱時のエネルギーコスト、スラブの歩留まりを考慮するとスラブ加熱温度範囲は1100〜1300℃である。1100℃未満では均質なオーステナイト組織とするまでに多大な時間を要する。一方、1300℃を超えるとスラブ表面のスケールロスが増大し悪影響を及ぼす。
（Ar3点＋50℃）以上の仕上げ温度
Ar3点未満では、フェライト粒が伸展された組織となるため、焼付硬化性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。また、仕上げ温度がAr3変態点以上であっても、Ar3点直上での熱間圧延ではオーステナイト粒が細かく、さらに未再結晶領域で圧延されるため蓄積されるひずみエネルギーが大きい。したがって、鋼の組成や仕上げ圧延終了後の冷却速度によっては、フェライト変態が開始、進行するため、ベイナイト相の占積率が60%以上を達成できない。そのため、仕上げ温度はAr3点＋50℃以上として熱間圧延を行い、フェライトの析出を抑制してベイナイト相の占積率60％以上を達成する。なお、Ar3点は例えば変態点測定装置を用いた圧縮試験等によって求めることができる。
仕上げ圧延後、1.5s以上の放冷過程
熱間圧延中、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいほどフェライト相が析出する駆動力が大きくなり、目的のベイナイト組織が得られなくなる。粒内にセメンタイトが析出したベイナイト相とするためには、オーステナイト粒はある程度再結晶が進行している必要がある。かかる理由から、仕上げ圧延後、必要な放冷時間は1.5s以上である。なお、放冷時間が長くなりすぎると鋼板表面に生成するスケールが厚くなり、表面欠陥が発生しやすくなるため、5s以下とすることが好ましい。
30℃/s以上の平均冷却速度で冷却
熱間圧延後、フェライト相の析出を抑制する目的で30℃/s以上の冷却速度で冷却を行う必要があり、可能な限り冷却速度は大きいことが望ましい。なお、ここで、冷却速度は放冷終了後巻取りまでの平均冷却速度である。
300〜500℃巻取り温度で巻取る
500℃を超える巻取温度ではフェライト相が析出するため、焼付硬化性及び伸びフランジ性が劣位となる。また、300℃未満では、マルテンサイト相、残留オーステナイト相が主たる組織となり、目的の組織が得られない。そのため、巻取温度の範囲は300〜500℃とする。また、コイルカバーの取り付け、連続焼鈍における焼戻し工程の実施により、さらに品質の向上を図ることができる。
その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて2次精錬を行って製造される。その後の鋳造は、生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うことが好ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行うことによりスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。また、熱間圧延後、酸洗工程、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、化成処理を施すことも可能である。ここで、亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした（すなわち亜鉛を焼く90%以上含有する）めっきであり、亜鉛のほかにAl、Crなどの合金元素を含んだめっきや亜鉛系めっき後に合金化処理を行っためっきのことである。
以上により、本発明の高強度熱延鋼板が得られる。
表1に示す化学組成を有する鋼No.A〜Lを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを均熱保持し、表2に示す条件でコイル状の熱延鋼板No.1〜19（板厚2.6mm〜4.0mm）を製造した。
引張試験、焼付硬化特性、穴広げ試験に供するサンプルはコイル幅方向中央部のコイル先尾端部（熱延鋼板の長手方向両端部）および長手方向中央部から採取した。なお、これらサンプルを採取するに先立ち、酸洗し、また、コイル最内周と最外周のひと巻き分は評価の対象とせず予め切り取った。
引張試験は、圧延方向と垂直方向にJIS Z 2201に記載の5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して行い、上記コイル先尾端部および長手方向中央部の測定結果から、平均のTSを求めた。このときのクロスヘッドスピードは10mm/minである。
焼付硬化特性としてBH量およびBHT量を求めた。これらはそれぞれ以下の(1)式および(2)式から求めることができる。焼付硬化特性を求める際の引張試験片および引張試験条件は上記の引張試験と同様である。
BH量=(引張歪5%の予変形の後、170℃、20分の時効処理後の上降伏点)-(引張歪5%の予変形時の応力) (1)式
BHT量=(引張歪5%の予変形の後、170℃、20分の時効処理後のTS)-(予変形処理無しのTS)(2)式
伸びフランジ性の指標として穴広げ試験を行った。打抜条件を孔径10mm、板厚に対するクリアランスを12.5%とした試験片を作製し、鉄鋼連盟規格JFST 1001に準じた試験を行った。このときのλは(3)式で求められる。
λ=(d1-10)/10 (3)式
d1は穴広げ試験後の孔径である。
金属組織の各相の占積率は、以下のような手法により評価した。圧延方向に平行な断面（L断面）の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影し、画像解析ソフト上で各相を区別した。そのときの面積率をもって、それぞれの相の占積率とした。析出したセメンタイトの数の計測には、走査型光学顕微鏡で1000倍に拡大して5視野分撮影した画像を用いた。このとき、観察される個々のセメンタイトの円相当径と数を求め、これら個々のセメンタイトの粒径から、セメンタイトの平均粒径を求め、観察視野の面積に対するセメンタイトの計測数を算出することによりセメンタイトの単位面積当たりの個数を求めた。
以上により得られた結果を表3に示す。なお、表3において、V1はベイナイト相の占積率を、V2はフェライト相ならびにパーライト相の占積率を、Nはベイナイト相の粒内に析出したセメンタイトの単位面積当たりの数、dはベイナイト層の粒内に析出したセメンタイトの平均粒径を示す。
Figure 2011246794
Figure 2011246794
Figure 2011246794
表3より、本発明例では、いずれもTSが590〜780MPa、BH量が90MPa以上、BHT量が40MPa以上、λが80%以上と、高強度かつ良好な焼付硬化性、伸びフランジ性をもつ鋼板が得られている。
TSは主として、C、 Si、Mn等の固溶強化元素量とベイナイト相、あるいはさらにマルテンサイト相による組織強化に依存している。焼付硬化性ならびに穴広げ率はともにベイナイト相の占積率に依存する傾向がある。さらに、例えば鋼板No.7の結果からでもわかるように、ベイナイトの占積率が大きい場合においても、ベイナイト相の粒内に析出したセメンタイトの単位面積当たりの数が小さい鋼板では良好な伸びフランジ性は得られない。一方、No.4はマルテンサイト相が組織の主体となっていることから、良好な焼付硬化性と伸びフランジ性が得られない。同様に、No.6はフェライト相が過度に成長していることから、強度ならびに焼付硬化性、伸びフランジ性が低下している。No.15〜19は請求範囲から組成が外れている鋼であるが、C量が少ないと強度が不足する。一方、過剰の添加は穴広げ率が低下する。Siは含有量が多いとフェライト相が析出しやすくなり、さらにSi由来と考えられる析出物形成により焼付硬化性、伸びフランジ性が低下する。Mnは含有量が少ないと目的の強度が得られないことがわかる。
本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、高強度化を必要とする自動車用などの各種部品に対して好適に使用できる。また、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも好適である。

Claims (5)

  1. 質量％で、C：0.040〜0.10%、Si：0.3%以下、Mn：1.7〜2.5%、P：0.030%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N： 0.006〜0.025%を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、
    ベイナイト相の占積率が60%以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が10%以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下である組織を有することを特徴とする引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板。
  2. さらに、質量％で、Cr、Mo、Niの1種または2種以上を合計で0.30%以下含有することを特徴とする請求項１に記載の引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板
  3. さらに、質量％で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.010%以下含有することを特徴とする請求項１または2に記載の引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板
  4. さらに、質量％で、B：0.0015％以下を含有することを特徴とする請求項１〜3のいずれか一項に記載の引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板
  5. 請求項１〜4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを1100〜1300℃で加熱後、（Ar3点＋50℃）以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、1.5s以上の放冷を行い、30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、300〜500℃の巻取り温度で巻取ることを特徴とする引張強度590MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
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