JP2015175050A - 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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(x)所要量の固溶C量を確保すれば、固溶Cが粒界に偏析して粒界を強化し、打抜き端面の粗さを小さくでき、さらに、塗装焼き付け処理後の反力特性が向上する。
(y)ND//<111>方位の結晶粒とND//<100>方位の結晶粒の界面を少なくすると、打抜き破面の粗さが小さくなり、衝突時あるいは疲労時の打抜き端面から割れを抑制できる。
(z)鋼中の残留γは打抜き端面を脆化させるため、残留γ量を適正化することで、衝突時における打抜き端面からのき裂発生を抑制することができる。
組織が、体積分率で、フェライト:15%以下、ラス中に円相当径が2〜500nmの鉄炭化物が析出しているマルテンサイト:20〜95%、残留オーステナイト:15%以下、及び、残部:ベイナイト及び前記以外のマルテンサイトからなり、
ND//<111>方位の結晶粒が占める面積分率とND//<100>方位の結晶粒が占める面積分率が、合計で40%以下であり、
引張強度が980MPa以上で、AI:5MPa以上であり、降伏点伸びが3%以下であり、塗装焼き付け後の降伏比が0.80以上である
ことを特徴とする衝突特性に優れた高強度鋼板。
前記(1)〜(5)のいずれかに記載の成分組成の鋳片を熱間圧延に供し、「960+(80×[%Nb]+40×[%Ti])」℃以上の温度で仕上げ圧延を開始し、「880+(80×[%Nb]+40×[%Ti])」℃以上の温度で仕上げ圧延を終了して熱延鋼板とし、
上記熱延鋼板を、最終圧延終了温度〜(最終圧延終了温度−20℃)間を10℃/s以下で冷却し、次いで、Ar3温度〜700℃間を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却して、670℃以下で巻き取り、酸洗後、冷間圧延に供して冷延鋼板とし、
上記冷延鋼板に、最高到達温度Ac3−60℃以上で3s以上の焼鈍を施し、焼鈍後、700〜500℃の温度域を10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、300〜150℃の温度域を10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後、300〜530℃の温度範囲に再加熱する
ことを特徴とする衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(a)成分組成が、質量%で、C:0.05〜0.40%、Si:0.05〜3.0%、Mn:1.5〜3.5%、Al:1.5%以下、N:0.01%以下、P:0.1%以下、S:0.005%以下、Nb:0.04%以下、Ti:0.08%以下、及び、残部:Fe及び不可避的不純物からなり、
(b)組織が、体積分率で、フェライト:15%以下、ラス中に円相当径が2〜500nmの鉄炭化物が析出しているマルテンサイト:20〜95%、残留オーステナイト:15%以下、及び、残部:ベイナイト及び前記以外のマルテンサイトからなり、
(c)ND//<111>方位の結晶粒が占める面積分率とND//<100>方位の結晶粒が占める面積分率が、合計で40%以下であり、
(d)引張強度が980MPa以上で、降伏点伸びが3%以下であり、AI:5MPa以上であり、成形加工してさらに塗装焼き付け処理した後の降伏比が0.80以上である
ことを特徴とする。
Cは、強度向上に有効な元素である。所要量の固溶C量を確保し、980MPaの引張強度を維持するとともに、粒界を強化するため、0.05%以上とする。好ましくは0.08%以上である。一方、0.40%を超えると、残留γ量が増大するとともに、多量に鉄炭化物が析出し、衝突時に打抜き端面から破壊が発生するので、0.40%以下とする。好ましくは0.30%以下である。
Siは、炭化物の生成を抑制することで、焼鈍中においてオーステナイトを安定化させる効果を有するとともに、固溶Cの確保や粒界上での炭化物形成抑止に寄与する元素である。0.05%未満では、引張強度が980MPa未満になったり、固溶C量が減少して塗装焼付け後の降伏比を確保できない場合があるので、0.05%以上とする。好ましくは0.10%以上である。
Mnは、γ→α変態を制御し、所定の金属組織を得るために用いる元素である。1.5%未満では、所定のフェライト分率を得ることができないため、1.5%以上とする。より優れた成形性を得る観点から、好ましくは2.0%以上である。
Alは、炭化物の生成を抑制することで、焼鈍中においてオーステナイトを安定化させる効果を有するとともに、固溶Cの確保や粒界での炭化物形成抑制に寄与する元素である。1.5%を超えるとフェライト分率を適正化できないので、1.5%以下とする。好ましくは1.0%以下である。
Nは、固溶Nを残留させることで、塗装焼き付け後の降伏強度上昇に寄与する元素である。しかし、0.010%を超えると、鋼板の靱性が低下し、衝突時に打抜き端面から割れが発生するので、0.010%以下とする。成形性の観点からは、好ましくは0.005%以下である。
Pは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、0.10%を超えると、打抜き端面の粗さが増大し、衝突時に打抜き端面から割れが発生するので、0.10%以下とする。溶接性の観点から、好ましくは0.05%以下である。
Sは、不純物元素であり、0.005%を超えると、打抜き端面の粗さが増大し、衝突時に打ち抜き部からの破壊発生が起こるので、0.005%以下とする。衝突時に溶接部からの割れ発生を抑制するために、好ましくは0.003%以下である。
Nbは、焼鈍後の固溶C量の最適化に用いる元素である。また、結晶粒径の細粒化を通じて、降伏強度の増大をもたらし、衝突特性の向上に寄与する元素である。しかし、0.04%を超えると、ND//<111>方位粒とND//<100>方位粒の分率が増大するとともに、結晶粒界に炭窒化物が析出し、衝突時に打抜き端面から割れが発生するので、0.04%以下とする。
Tiは、焼鈍後の固溶C量と固溶N量の最適化に用いる元素である。また、結晶粒径の細粒化を通じて、降伏強度の増大をもたらし、衝突特性の向上に寄与する元素である。しかし、0.08%を超えると、ND//<111>方位粒とND//<100>方位粒の分率が増大するとともに、結晶粒界に炭窒化物が析出し、衝突時に打抜き端面から割れが発生するので、0.08%以下とする。
V及びTaは、炭化物、窒化物、又は、炭窒化物を形成するとともに、細粒化に寄与して、鋼板の強度向上に寄与する元素である。しかし、合計量で0.3%を超えると、粒界に多量の炭化物又は炭窒化物が析出し、打抜き端面の粗さが増大し、衝突時の割れの起点となる。このため、V及びTaの含有量は、合計量で0.3%以下とする。
Cr、Cu、Ni、Sn、及び、Moは、Mnと同様に、所定の金属組織を得るために用いる元素である。しかし、合計量で1.0%を超えると所定の金属組織が得られないので、1.0%以下とする。製造性の観点から好ましくは0.5%以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を得るため、0.1%以上が好ましい。
Bは、鋼板の焼入れ性を高め、金属組織の制御に用いられる元素である。0.005%を超えると、衝突時に割れ発生する場合があるので、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を得るため、0.0003%以上が好ましい。
Ca、Ce、及び、Laは、酸化物や硫化物の形態を制御する作用をなす元素である。いずれも、0.005%を超えると、添加効果が飽和するとともに成形性が低下するので、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を得るため、0.001%以上が好ましい。
フェライトは、鋼板の成形性を向上させる組織である。ここで、フェライトとは、ポリゴナルフェライト(αp)、擬ポリゴナルフェライト(αq)、粒状ベイニティックフェライト(αB)のいずれであっても構わない(参考文献1:「鋼のベイナイト写真集−1」日本鉄鋼協会(1992年)p.4、参照)。
微小な鉄炭化物が析出したマルテンサイトを主な組織とすることは、980MPa以上の引張強度の確保と、固溶C量の確保、即ち、塗装焼き付け後の降伏比0.80以上の確保と、衝突時における打抜き端面からのき裂発生を抑制するうえで重要となる。
残留オーステナイトは、成形加工性の向上と、衝撃エネルギー吸収特性の向上に有効な金属組織である。しかし、15%を超えると、打抜き端面が脆化し、衝突時に打抜き端面から割れが発生するので、15%以下とする。好ましくは12%以下である。
上記組織以外の残部組織はベイナイト、及び、2〜500nmの鉄炭化物が析出していないマルテンサイトの1種又は2種である。ベイナイトは、所定量の残留γを確保するために用いることがある。ここで、ベイナイトとは、下部ベイナイトや上部ベイナイトを含み、さらに、参考文献1に記載のベイニティックフェライト(α°B)はベイナイトに区分する。
全組織のうち、ND//<111>方位とND//<100>方位の面積分率は、衝突時における打抜き端面からのき裂発生と関係する重要なパラメータである。
引張強度が980MPa未満であると、部材の高強度化による部材軽量化メリットが得られないため、引張強度は980MPa以上とする。
AIは、鋼中の固溶C量や固溶N量と関係する時効硬化性の指標である。引張試験にて、10%予歪を付加した後に100℃で60分の時効処理を行い、時効による降伏強度の上昇量を測定する。AIが5MPa未満であると、塗装焼き付け後の降伏強度比が低くなるため、適正な反力特性が得られない。AIは10MPa以上がより好ましい。
鋼板の降伏点伸びが3%を超えると、成形中及び衝突試験中の局部歪集中が生じ、破断しやすいため、その適正範囲を3%以上とする。1%以下がより好ましい範囲である。
塗装焼き付け後の降伏比が0.80未満であると、所望の衝突特性を確保できず、部材軽量化のメリットが得られないので、0.80以上とする。0.88以上がより好ましい。なお、自動車の骨格部材の場合、曲げ加工部や絞り加工部においては5%以上の成形歪が導入されるので、塗装焼き付け後の降伏比の評価は以下の手順で行う。
(1)素材に引張予歪量5%を付加
(2)塗装焼き付け相当として170℃で20分の時効処理を実施
(3)再引張をした際の降伏比(降伏強度/引張強度)を測定
「960+(80×[%Nb]+40×[%Ti])」℃以上の温度で、仕上げ圧延を開始する。仕上げ圧延開始温度が「960+(80×[%Nb]+40×[%Ti])」℃未満であると、ND//<100>とND//<111>方位を有する結晶粒の面積分率が増加し、打抜き端面の粗さが増大して、衝突時に破断し易くなる。
表1に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を1200〜1250℃で加熱して、熱間で粗圧延を行い、引き続き、仕上げ圧延を行った。
Ac3(℃)=937.2−436.5C+56Si−19.7Mn−16.3Cu
−26.6Ni−4.9Cr+38.1Mo+136.3Ti
−19.1Nb+124.8V+198.4Al
2 試験体
A 穴
B ハット型形状部品
C 蓋
D 穴
E 錘
F 台
Claims (7)
- 成分組成が、質量%で、C:0.05〜0.40%、Si:0.05〜3.0%、Mn:1.5〜3.5%、Al:1.5%以下、N:0.01%以下、P:0.1%以下、S:0.005%以下、Nb:0.04%以下、Ti:0.08%以下、及び、残部:Fe及び不可避的不純物からなり、
組織が、体積分率で、フェライト:15%以下、ラス中に円相当径が2〜500nmの鉄炭化物が析出しているマルテンサイト:20〜95%、残留オーステナイト:15%以下、及び、残部:ベイナイト及び前記以外のマルテンサイトからなり、
ND//<111>方位の結晶粒が占める面積分率とND//<100>方位の結晶粒が占める面積分率が、合計で40%以下であり、
引張強度が980MPa以上で、AI:5MPa以上であり、降伏点伸びが3%以下であり、塗装焼き付け後の降伏比が0.80以上である
ことを特徴とする衝突特性に優れた高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、V及びTaの1種又は2種を合計量で0.3%以下含むことを特徴とする請求項1に記載の衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cr、Cu、Ni、Sn、及び、Moの1種又は2種以上を合計量で1.0%以下含むことを特徴とする請求項1又は2に記載の衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、B:0.005%以下を含むことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Ca:0.005%以下、Ce:0.005%以下、及び、La:0.005%以下の1種又は2種以上を含むことを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の衝突特性に優れた高強度鋼板。
- 請求項1〜5のいずれか1項に記載の衝突特性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法において、
請求項1〜5のいずれか1項に記載の成分組成の鋳片を熱間圧延に供し、「960+(80×[%Nb]+40×[%Ti])」℃以上の温度で仕上げ圧延を開始し、「880+(80×[%Nb]+40×[%Ti])」℃以上の温度で仕上げ圧延を終了して熱延鋼板とし、
上記熱延鋼板を、最終圧延終了温度〜(最終圧延終了温度−20℃)間を10℃/s以下で冷却し、次いで、Ar3温度〜700℃間を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却して、670℃以下で巻き取り、酸洗後、冷間圧延に供して冷延鋼板とし、
上記冷延鋼板に、最高到達温度Ac3−60℃以上で3s以上の焼鈍を施し、焼鈍後、700〜500℃の温度域を10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、300〜150℃の温度域を10℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後、300〜530℃の温度範囲に再加熱する
ことを特徴とする衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記再加熱を10s以上行うことを特徴とする請求項6に記載の衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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