JP2012122130A - 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】980MPa級以上の強度を確保しつつ、より延性に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:1〜3%、Mn:0.5〜3%、P:0.1%以下(0%を含む)、S:0.01%以下(0%を含む)、Al:0.001〜0.1%、N :0.002〜0.03%を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト:50〜90%、残留オーステナイト(γR):3%以上、マルテンサイト+上記γR:10〜50%、フェライト:40%以下(0%を含む)を含む組織を有し、上記γRは、そのC濃度(CγR)が0.5〜1.2質量%であり、このγRのうち、マルテンサイトに囲まれたものが0.3%以上存在する高強度鋼板。
【選択図】図1
Description
質量%で(以下、化学成分について同じ。)、
C :0.05〜0.3%、
Si:1〜3%、
Mn:0.5〜3%、
P :0.1%以下(0%を含む)、
S :0.01%以下(0%を含む)、
Al:0.001〜0.1%、
N :0.002〜0.03%
を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、
全組織に対する面積率で(以下、組織について同じ。)、
ベイニティック・フェライト:50〜90%、
残留オーステナイト:3%以上、
マルテンサイト+上記残留オーステナイト:10〜50%、
フェライト:40%以下(0%を含む)
を含む組織を有し、
上記残留オーステナイトは、そのC濃度(CγR)が0.5〜1.2質量%であり、
この残留オーステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものが0.3%以上存在する
ことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板である。
成分組成が、さらに、
Cr:0.01〜3%
Mo:0.01〜1%、
Cu:0.01〜2%、
Ni:0.01〜2%、
B :0.00001〜0.01%の1種または2種以上
を含むものである請求項1に記載の成形性に優れた高強度鋼板である。
成分組成が、さらに、
Ca :0.0005〜0.01%、
Mg :0.0005〜0.01%、
REM:0.0001〜0.01%の1種または2種以上
を含むものである請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度鋼板である。
請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板を、200〜400℃に加熱後、3600s以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法である。
請求項4に記載の方法で加工された自動車部品であって、加工時に加えられた真ひずみが0.05以上の領域と0.05未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が200MPa以下であることを特徴とする自動車部品である。
上述したとおり、本発明鋼板は、上記従来技術と同じくTRIP鋼の組織をベースとするものであるが、特に、マルテンサイトを所定量含有するとともに、炭素濃度0.5〜1.2質量%のγRを面積率で3%以上含有し、さらに、上記γRのうち、マルテンサイトに囲まれているものが面積率で0.3%以上存在するものである点で、上記従来技術と相違している。
本発明における「ベイニティック・フェライト」とは、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナル・フェライト組織、あるいは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている(日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行「鋼のベイナイト写真集−1」参照)。
γRは全伸びの向上に有用であり、このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して面積率で3%以上(好ましくは5%以上、より好ましくは10%以上)存在することが必要である。ただし、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、20%以下とするのが好ましい。
強度確保のため、組織中にマルテンサイトを一部導入するが、マルテンサイトの量が多くなりすぎると成形性が確保できなくなるので、全組織に対してマルテンサイト+γRの合計面積率で10%以上(好ましくは12%以上、より好ましくは16%以上)50%以下に制限した。
フェライトは軟質相であり、延性を高めるのには有効であるため、強度が保証できる面積率40%以下の範囲で導入してもよい。好ましくは30%以下である。
CγRは、加工時にγRがマルテンサイトに変態する安定度に影響する指標である。CγRが低すぎると、γRが不安定なため、応力付与後、塑性変形する前に加工誘起マルテンサイト変態が起るため、張り出し成形性が得られなくなる。一方、CγRが高すぎると、γRが安定になりすぎて、加工を加えても加工誘起マルテンサイト変態が起らないため、やはり張り出し成形性が得られなくなる。十分な張り出し成形性を得るためには、CγRは0.5〜1.2質量%とする必要がある。好ましくは0.6〜1.1質量%である。
一部のγRを硬質のマルテンサイトで覆うことで、残りのγRは変形の比較的初期にTRIP効果を発現させ、マルテンサイトで囲まれたγRは変形初期には当該γRへのひずみの集中を防止し、変形後期に加工誘起マルテンサイト変態によるTRIP効果を発現させるようにする。このようにすることで、冷間成形では広いひずみ範囲でTRIP効果が発現するので高い伸びが得られ、温間成形では広い温度範囲で適正な安定度のγRを存在させることができるので高い伸びが得られる温度範囲が広がる。
ここで、各相の面積率、γRのC濃度(CγR)、および、マルテンサイトに囲まれたγRの面積率の各測定方法について説明する。
C:0.05〜0.3%
Cは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織(ベイニティック・フェライト+マルテンサイト+γR)を得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには0.05%以上(好ましくは0.10%以上、より好ましくは0.15%以上)添加する必要がある。ただし、0.3%超では溶接に適さない。
Siは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にSiは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Siを1%以上添加する必要がある。好ましくは1.1%以上、より好ましくは1.2%以上である。ただし、Siを3%を超えて添加すると、ベイニティック・フェライト+マルテンサイト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、その上限を3%とする。好ましくは2.5%以下、より好ましくは2%以下である。
Mnは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してベイニティック・フェライト+マルテンサイト組織の生成を促進する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望のγRを得るために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、0.5%以上添加することが必要である。好ましくは0.7%以上、より好ましくは1%以上である。ただし、3%を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは2.5%以下、より好ましくは2%以下である。
Pは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγRを確保するために添加してもよい元素である。ただし、0.1%を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは0.03%以下である。
Sも不純物元素として不可避的に存在し、MnS等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下である。
Alは、脱酸剤として添加されるとともに、上記Siと相俟って、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Alを0.001%以上添加する必要がある。ただし、過剰に添加しても効果が飽和し経済的に無駄であるので、その上限を0.1%とする。
Nは、不可避的に存在する元素であるが、AlやNbなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。N含有量が少なすぎるとオーステナイト粒が粗大化し、その結果、伸長したラス状組織が主体になるためγRのアスペクト比が大きくなる。一方、N含有量が多すぎると、本発明の材料のような低炭素鋼では鋳造が困難になるため、製造自体ができなくなる。
Mo:0.01〜1%、
Cu:0.01〜2%、
Ni:0.01〜2%、
B :0.00001〜0.01%の1種または2種以上
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Mo:0.01%以上(より好ましくは0.02%以上)、Cu:0.01%以上(より好ましくは0.1%以上)、Ni:0.01%以上(より好ましくは0.1%以上)、B:0.00001%以上(より好ましくは0.0002%以上)を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Crは3%、Moは1%、CuおよびNiはそれぞれ2%、Bは0.01%を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはCr:2.0%以下、Mo:0.8%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下、B:0.0030%以下である。
Mg :0.0005〜0.01%、
REM:0.0001〜0.01%の1種または2種以上
これらの元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられるREM(希土類元素)としては、Sc、Y、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、CaおよびMgはそれぞれ0.0005%以上(より好ましくは0.0001%以上)、REMは0.0001%以上(より好ましくは0.0002%以上)添加することが推奨される。ただし、CaおよびMgはそれぞれ0.01%、REMは0.01%を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはCaおよびMgは0.003%以下、REMは0.006%以下である。
上記本発明鋼板は、常温下にても伸びおよび深絞り性に優れているので、部品への成形に当たり冷間加工してもよいが、200〜400℃の間の適正な温度に加熱した後、3600s以内(より好ましくは1200s以内)に加工するのが特に推奨される。
上記温間加工方法で加工された自動車部品は、伸びおよび深絞り性に優れるものであるが、特に、上記温間加工時に加えられた真ひずみが0.05以上の領域と0.05未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が200MPa以下であるものが推奨される。
本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間圧延し、ついで冷間圧延した後、熱処理を行って製造するが、γRの一部をマルテンサイトで囲むようにするためには、以下の考え方で製造条件を設定すればよい。すなわち、オーステンパ中のベイナイト変態を適切な段階に制御して未変態オーステナイトへの炭素濃化を適正なレベルに制御し、かつ、未変態オーステナイトのサイズを粗大にしておくことで、オーステンパ後の冷却中に未変態オーステナイトの一部分がマルテンサイト変態し、そのマルテンサイト中に未変態オーステナイトが残留するといったメカニズムにより、オーステンパ終了後の冷却中に、マルテンサイトがγRを囲むような形で形成される。この際にオーステナイト中の炭素含有量が少なすぎると冷却中にマルテンサイト変態する割合が多くなりγR量が確保できない。一方、炭素含有量が多すぎると未変態オーステナイトの大半がγRとして残存するようになるため、マルテンサイトに囲まれるγR量が少なくなる。そして、γRのサイズを大きくするためには、初期組織を粗大にしておく必要がある。
そのため、熱間圧延の仕上げ温度(圧延終了温度、FDT)を900〜1000℃、巻取り温度を600〜700℃と従来より高めの温度とすることで、熱延材の組織を従来より粗大にしておくことにより、その後の熱処理プロセスで形成される組織が粗大になり、結果的にγRのサイズも大きくなる。
また、冷間圧延の際の冷延率を10〜30%(より好ましくは10〜20%)と小さくすることで、その後の焼鈍工程での加熱時における再結晶組織を粗くし、さらに冷却時における逆変態組織が粗くなるようにする。
熱処理条件については、オーステナイト化するため(γ+α)2相域またはγ単相域のいずれかの温度域で均熱し、所定の冷却速度で急冷して過冷した後、その過冷温度で所定時間保持してオーステンパ処理することで所望の組織を得ることができる。なお、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、さらには合金化処理してもよい。
本実施例では、成分組成および製造条件を変化させた場合における高強度鋼板の機械的特性の影響について調査した。表1に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚30mmのスラブとした後、当該スラブを表2に示す各製造条件にて熱間圧延し、冷間圧延した後、熱処理を施した。具体的には、上記スラブを1200℃に加熱し、圧延終了温度(FDT)T1℃で板厚tmmに熱間圧延した後、巻取り温度T2℃で保持炉に入れ、空冷することで熱延板の巻取りを模擬した。その後、冷延率r%で冷間圧延して板厚12mmの冷延板とした。そして、この冷延材を、10℃/sで均熱温度T3℃まで加熱し、その温度で90s保持した後、冷却速度R4℃/sで冷却し、過冷温度T5℃でt5秒保持した後、空冷するか、もしくは、過冷温度T5℃でt5秒保持した後、さらに保持温度T6℃でt6秒保持したのち、空冷した。
つぎに、本発明鋼板を温間加工する場合の適正温度範囲を調査するため、鋼No.27を用いて、150〜450℃の間で加熱温度を順次変更して温間特性を測定した。その結果を表5に示す。なお、同表における温度300℃の結果は、上記表4の鋼No.27の温間特性を再掲したものである。
さらに、本発明鋼板を加工して得られた部品内のひずみ分布による強度のばらつきに対する加工温度の影響を調査するために、鋼No.27を用いて、室温および300℃のそれぞれで、真ひずみを全く付与しない無加工のまま(真ひずみ0%)で、または、真ひずみを5%付与する加工を施した後に、再度、室温で引っ張り試験を行って降伏応力(YS)を測定した。その結果を表6に示す。
Claims (5)
- 質量%で(以下、化学成分について同じ。)、
C :0.05〜0.3%、
Si:1〜3%、
Mn:0.5〜3%、
P :0.1%以下(0%を含む)、
S :0.01%以下(0%を含む)、
Al:0.001〜0.1%、
N :0.002〜0.03%
を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、
全組織に対する面積率で(以下、組織について同じ。)、
ベイニティック・フェライト:50〜90%、
残留オーステナイト:3%以上、
マルテンサイト+上記残留オーステナイト:10〜50%、
フェライト:40%以下(0%を含む)
を含む組織を有し、
上記残留オーステナイトは、そのC濃度(CγR)が0.5〜1.2質量%であり、
この残留オーステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものが0.3%以上存在する
ことを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Cr:0.01〜3%
Mo:0.01〜1%、
Cu:0.01〜2%、
Ni:0.01〜2%、
B :0.00001〜0.01%の1種または2種以上
を含むものである請求項1に記載の成形性に優れた高強度鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ca :0.0005〜0.01%、
Mg :0.0005〜0.01%、
REM:0.0001〜0.01%の1種または2種以上
を含むものである請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度鋼板。 - 請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板を、200〜400℃に加熱後、3600s以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法。
- 請求項4に記載の方法で加工された自動車部品であって、加工時に加えられた真ひずみが0.05以上の領域と0.05未満の領域とが混在し、上記真ひずみが最大の部位と最小の部位との間での降伏応力の差異が200MPa以下であることを特徴とする自動車部品。
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