JP4068950B2 - 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、温間加工による伸び及び伸びフランジ性に著しく優れた高強度TRIP(歪み誘起変態)鋼板、上記高強度鋼板を温間加工する方法、及び上記高強度鋼板を温間加工した高強度部材または高強度部品に関し、詳細には、500〜1400MPa級の高強度及び超高強度域において、温間加工により、TRIP鋼板の伸び及び伸びフランジ性が共に著しく改善された高強度鋼板に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求されている。この様な要求特性を具備しつつ、自動車の衝撃安全性及び軽量化を目的として開発された高強度高延性鋼板の一つとして、TRIP鋼板が挙げられる。TRIP鋼板は、組織中に残留オーステナイト(γR)を生成させ、このγRが加工変形中に誘起変態(歪み誘起変態:TRIP)して延性が向上する性質を有効に利用したものである。
【0003】
例えば特許文献1には、体積分率で10%以上のフェライトと10%以上のγRを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組織に制御されたTRIP鋼板が開示されており、この様な組織とすることにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が得られること;詳細には、γRの加工誘起変態効果に加えて軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及びγRによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保される旨記載されている。
【0004】
しかしながら、上記鋼板は、複雑な形状への加工を容易にする為の加工性[特に伸びフランジ性(穴拡げ性)]に劣るという問題があった。伸びフランジ性は、特に自動車の足周り部品等として用いられる鋼板に要求される特性であり、TRIP鋼板による軽量化効果が最も期待できる足周り部品等への適用を促進するうえでも、TRIP鋼板における伸びフランジ性の改善が切望されている。
【0005】
そこで、γRによる優れた強度・延性のバランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性(穴広げ性)等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特許文献2には、ミクロ組織として、フェライト、ベイナイト、及びγRの3相で構成され、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγRの占有率を所定範囲に制御した鋼板が開示されている。これは、「γRの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γRの微細化により高まること;更にγRが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものであるが、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されている。
【0006】
一方、γRの歪み誘起変態の量は、特に加工温度によって制御できることから、TRIP鋼板を50〜250℃の温度で温間加工し、第2相のγRを微細針状化して伸びフランジ性を改善する方法が提案されている。
【0007】
例えば非特許文献1には、温間伸びフランジ性に及ぼす第2相形態の影響について、TRIP型複合組織鋼板[フェライト(ポリゴナルフェライトのこと)、ベイナイト、及びγRからなるTDP鋼板]を用いて検討した結果が報告されている。上記非特許文献1によれば、打抜き温度(Tp)を150℃まで高めたときには、温間加工によってλは改善されるが、室温で打抜き加工したときには、温間加工によるλ改善効果は認められないこと(Fig.4);また、第2相を微細均一化したTYPEIIIにおけるλは、第2相が連結型(塊状)となっているTYPEIに比べて高くなるが、温間加工によるλ改善効果は、Tpを高めた場合にのみ認められ、室温で打抜き加工したときには認められないこと(Fig.5)が示されている。
【0008】
これら一連の実験結果は、上記TDP鋼板のγRを微細均一とし、打抜き加工温度を高めた場合にのみ、温間加工によるλ改善効果が得られることを示すものである。一方、上記文献には、この様な微細形態のγRを有する鋼の全伸び及び一様伸びは、第2相が連結型となっている鋼に比べて小さい(局部伸びは大きくなっている)ことも記載されていることから、結局のところ、この様なTDP鋼板を温間加工したとしても、伸びフランジ性と伸び特性を共に高めることは困難であることが分かる。
【0009】
また、非特許文献2は、上記TDP鋼板の第2相形態(γR)と伸び特性(均一伸び及び全伸び)との関係について調べたものであり、γRを微細針状型(TYPEIII)に制御すると、連結型γR(TYPEI)に比べ、室温での伸び特性は高くなるが、当該微細針状型γR鋼板を温間加工すると、伸び特性はかえって低下してしまうことが明らかになった(Fig.2)。
【0010】
これら非特許文献1〜2の実験結果を勘案すると、フェライト、ベイナイト、及びγRからなるTDP鋼板を用いて温間加工による、伸びフランジ性と伸びの両特性を兼ね備えた鋼板を得ることは極めて困難であると結論付けることができる。
【0011】
一方、非特許文献3には、上記非特許文献の組織とは異なり、主にベイニティックフェライト母相とフィルム状γR(微細針状型)からなるTRIP型ベイナイト冷延鋼板(TB鋼板)について、伸びフランジ性等を検討した結果が報告されており、λ値は、温間加工により10%程度改善される旨記載されているが、その改善効果は小さい(Fig.7)。
【0012】
従って、温間加工による伸びフランジ性の改善効果が高く、且つ、伸び特性も高められた温間加工TRIP型高強度鋼板の提供が切望されている。
【0013】
【特許文献1】
特開昭60−43425号公報(特許請求の範囲、第2頁右下欄)
【特許文献2】
特開平9−104947号公報(特許請求の範囲、【0016】)
【非特許文献1】
長坂明彦,杉本公一,小林光征,「残留オーステナイトの変態誘起塑性による高強度鋼板の伸びフランジ性の改善」,材料とプロセス(日本鉄鋼協会論文集),CAMP-ISIJ「討35」,1995年,第8巻,p.556−559
【非特許文献2】
杉本公一,近藤剛,小林光征,橋本俊一,「TRIP型複合組織鋼の温間張り出し成形性(第2相形態の影響−2)」,材料とプロセス(日本鉄鋼協会論文集),CAMP-ISIJ「討518」,1994年,第7巻,p.754
【非特許文献3】
杉本公一,十代田哲夫,「TRIP型ベイナイト冷却鋼板のプレス成形性」,材料とプロセス(日本鉄鋼協会論文集),CAMP-ISIJ,1998年,第11巻,第4号,p.400−403
【0014】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、温間加工により優れた伸びフランジ性を有し、高い伸びをも兼ね備えた高強度鋼板を提供することにある。
【0015】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板とは、質量%で、
C :0.05〜0.6%、
Si+Al:0.5〜3%、
Mn:0.5〜3%、
P :0.15%以下(0%を含まない)、
S :0.02%以下(0%を含む)
を含有し、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で240Hv以上であるベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で70%以上含有し、
第2相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で5%以上30%以下含有し、該残留オーステナイト中のC濃度(CγR)は1.0%以上であり、
更にベイナイト/マルテンサイトを含有しても良いところに要旨を有するものである。
【0016】
本発明において、上記残留オーステナイトを全組織に対して占積率で8%以上含有するもの;上記残留オーステナイトの平均軸比(長軸/短軸)が2〜30を満足するものは、本発明による作用効果が一層高められるので、いずれも好ましい態様である。
【0017】
更に本発明において、質量%で、
▲1▼Mo:1%以下(0%を含まない),Ni:0.5%以下(0%を含まない),Cu:0.5%以下(0%を含まない),Cr:1%以下(0%を含まない)の少なくとも一種を含有するもの;
▲2▼Ti:0.1%以下(0%を含まない),Nb:0.1%以下(0%を含まない),V:0.1%以下(0%を含まない)の少なくとも一種を含有するもの;
▲3▼Ca:0.003%以下(0%を含まない)、及び/又はREM:0.003%以下(0%を含まない)を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
【0018】
更に本発明には、上記の高強度鋼板を温間加工する方法、温間加工した高強度部材または高強度部品も本発明の範囲内に包含される。
【0019】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、γRによる優れた伸び特性を維持したまま、しかも、大きな伸びフランジ性をも兼ね備えた低合金TRIP鋼板を提供すべく、特に温間加工との関係で鋭意検討してきた。冷間加工では歪みが大きくなり過ぎて加工硬化が起こる等加工性の点で問題であり、一方、熱間加工では、熱ロスが大きく、高強度化の為の組織制御が困難となる等の問題があるからである。
【0020】
ところが前記非特許文献1〜2で詳述した通り、従来のTRIP型鋼板(ポリゴナル・フェライト、ベイナイト及びγRからなるTDP鋼板)を温間加工した場合、温間加工によるλ改善効果は、γRの形態を微細針状型とし、且つ、打抜き温度を高めた場合にのみ認められるに過ぎず、一方、伸び特性は、温間加工によって低下してしまうことから、上記鋼板では、温間加工による伸びフランジ性及び伸びの両特性に優れた高強度鋼板を得ることは困難であるというのが実情である。
【0021】
そこで本発明者らは、上記TDP鋼板の組織とは異なり、母相組織が、転位密度の高い下部組織を有するベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトであり;第2相として、残留オーステナイト(γR)からなるTRIP鋼板に着目し、温間加工による上記特性を一層向上させるべく、更に検討を重ねてきた。前記非特許文献3は、この様な母相組織からなるTRIP鋼板を用いたときの温間加工による伸びフランジ性向上効果について検討したものであるが、その向上効果は依然として小さく、更なる向上が期待されるからである。その結果、母相組織の平均硬度、及び第2相たるγR中のC濃度及びγRの体積率が適切に制御された鋼板を温間加工すれば、伸びフランジ性(打抜き温度は室温とする)及び伸び特性の双方が高められた高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。
【0022】
まず、本発明の組織について説明する。
【0023】
上述した通り、本発明鋼板は、母相組織として、平均硬度がビッカース硬度で240Hv以上であるベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で70%以上含有し;第2相組織として、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で5〜30%含有し、該残留オーステナイト中のC濃度(CγR)は1.0%以上であり、更にベイナイト/マルテンサイトを含有しても良いものである。この様な組織に制御することにより、温間加工による極めて優れた加工性向上作用(伸び特性及び伸びフランジ性)が得られる理由は詳細には不明であるが、本発明によれば、γRの歪み誘起変態によるTRIP効果をもたらすのに大きな影響を及ぼすCγR(γR中に含まれるC濃度)と、当該γRの空間束縛状態に大きな影響を及ぼす母相組織の硬度とが適切に制御されている為、特に100〜400℃(好ましくは150〜250℃)の温度領域において、γR自体の塑性安定性が最も高くなり、良好な特性を発揮し得るものと考えられる。
【0024】
ベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェ ライト:70%以上
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、また「グラニュラー・ベイニティック・フェライト」とは、ラス状組織を有していないものの転位密度の高い下部組織を有するベイナイト組織を意味する。これらはいずれも、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、転位密度がないか或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、或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)。これらの組織はいずれも、光学顕微鏡観察やSEM観察するとアシキュラー状を呈しており、区別が困難である為、ベイナイト組織やポリゴナル・フェライト組織等との明確な違いを判定するには、TEM観察による下部組織の同定が必要である。
【0025】
この様に本発明の母相組織は、上述したベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトからなり、軟質のポリゴナル・フェライト組織を含まない為、割れ感受性に及ぼす影響が小さく、その結果として、割れが発生し難くなるという利点がある。
【0026】
更に上記母相組織の平均硬度は、ビッカース硬度で240Hv以上である。本発明鋼板は、γRの歪み誘起変態効果による延性向上を狙うものであるが、この様なγRによる作用を有効に発揮させる為には、γRの周囲を拘束し得る母相硬度を適切に制御することが必要であり、当該母相組織の平均硬度を240Hv(より好ましくは300Hv以上、更により好ましくは350Hv以上)とすることが好ましい。尚、その上限は特に限定されないが、あまり高くなると、高強度鋼板の遅れ破壊特性が見られること等を考慮すると、450Hv以下(より好ましくは400Hv以下)に制御することが推奨される。
【0027】
本発明では、上記ベイニティック・フェライト組織及びグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織を、夫々、単独で有していても良いし、或いは両方が混在しても良いが、その合計量は、全組織に対して占積率で70%以上(好ましくは80%以上、より好ましくは85%以上)であることが必要である。これにより、上記母相組織による効果が有効に発揮されるからである。尚、上記母相組織の量は、γRとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
【0028】
残留オーステナイト(γ R ):5〜30%
γRは全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で5%(好ましくは8%以上、より好ましくは10%以上、更により好ましくは15%以上)存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限を30%に定めた。γRの占積率の上限は、鋼中C量によっても若干異なり、C:0.06〜0.25%未満の場合は、好ましくは20%以下、より好ましくは15%以下であり;一方、C:0.25〜0.6%の場合は、好ましくは25%以下である。
【0029】
ここで、従来のTRIP型鋼板におけるγRは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγRが存在しているのに対し、本発明におけるγRは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγRが存在し易いという特徴がある。
【0030】
更に上記γR中のC濃度(CγR)は1.0%以上である。前述した通りCγRは、TRIP(歪誘起変態加工)の特性に大きく影響し、1.0%以上することにより、伸びや伸びフランジ性が向上する。好ましくは1.2%以上、より好ましくは1.5%以上である。尚、上記CγRの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね2.0%と考えられる。
【0031】
また、本発明におけるγRの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比(長軸/短軸)が2以上(好ましくは4以上、より好ましくは5以上)30以下(好ましくは20以下、より好ましくは15以下)のものを意味する。この様なラス状のγRとすることにより、従来のγRと同様のTRIP効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果も奏するものである。
【0032】
その他:ベイナイト及び/又はマルテンサイト(0%を含む)
本発明の鋼板は、上記組織のみ(ベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト、並びにγRの混合組織)からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び/又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程よく、5%以下、より好ましくは3%以下に制御することが推奨される。
【0033】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量%である。
【0034】
C:0.05〜0.6%
Cは、高強度を確保し、且つ、所望の母相組織(ベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト)及び第2相組織(γR)を得る為に必須の元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には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。特にC量を0.25%以上添加すると、γR量が増加し、更にγRへのC濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
【0035】
但し、0.6%を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。また、0.25%以上添加すると溶接性が劣化する。
【0036】
従って、溶接性を主に考慮すれば、C:0.06〜0.25%未満(より好ましくは0.2%以下、更により好ましくは0.15%以下)に制御することが好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、C:0.25〜0.6%(より好ましくは0.3%以上)に制御することが推奨される。
【0037】
Si+Al:0.5〜3%
Si及びAlは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にSiは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Si及びAlを合計で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。但し、上記元素を合計で、3%を超えて添加すると、母相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易くなり、更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。
【0038】
Mn:0.5〜3%
Mnは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を促進する作用も発揮する。更にはγを安定化し、所望のγRを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、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。但し、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。
【0039】
P:0.15%以下(0%を含まない)
Pは、所望のγRを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、0.03%以上(より好ましくは0.05%以上)添加することが推奨される。但し、0.15%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0.1%以下である。
【0040】
S:0.02%以下(0%を含む)
Sは、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0.02%以下、より好ましくは0.015%以下である。
【0041】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部:実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【0042】
Mo:1%以下(0%を含まない),Ni:0.5%以下(0%を含まない),Cu:0.5%以下(0%を含まない),Cr:1%以下(0%を含まない)の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Mo:0.05%以上(より好ましくは0.1%以上)、Ni:0.05%以上(より好ましくは0.1%以上)、Cu:0.05%以上(より好ましくは0.1%以上)、Cr:0.05%以上(より好ましくは0.1%以上)を、夫々添加することが推奨される。但し、Mo及びCrは1%、Ni及びCuは0.5%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Mo:0.8%以下、Ni:0.4%以下、Cu:0.4%以下、Cr:0.8%以下である。
【0043】
Ti:0.1%以下(0%を含まない),Nb:0.1%以下(0%を含まない),V:0.1%以下(0%を含まない)の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ti:0.01%以上(より好ましくは0.02%以上)、Nb:0.01%以上(より好ましくは0.02%以上)、V:0.01%以上(より好ましくは0.02%以上)を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も0.1%を超えて添加すると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Ti:0.08%以下、Nb:0.08%以下、V:0.08%以下である。
【0044】
Ca:0.003%以下及び/又はREM:0.003%以下(0%を含まない)
Ca及びREM(希土類元素)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為には、夫々、0.0003%以上(より好ましくは0.0005%以上)添加することが推奨される。但し、0.003%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0.0025%以下である。
【0045】
次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
【0046】
まず、上記成分を満足する鋼を、オーステナイト(γ)域温度まで加熱し、均熱[具体的には850℃以上(好ましくは880℃以上、より好ましくは900℃以上)1000℃以下(好ましくは950℃以下)の温度で100〜1000秒間(好ましくは300秒以上、600秒以下)加熱]した後、30℃/s以上(好ましくは40℃以上、より好ましくは50℃/s以上、更により好ましくは70℃/s以上)の平均冷却速度で、300℃以上(好ましくは350℃以上、より好ましくは400℃以上)480℃以下(好ましくは450℃以下、より好ましくは430℃以下)まで冷却(急冷)し、当該温度域で1秒以上(好ましくは5秒以上)180秒以下(好ましくは120秒以下、より好ましくは60秒以下)保持する(オーステンパ処理)。
【0047】
このうち、γ域での均熱→急冷の工程は、特に所望の母相組織を得る為に重要であり、上記の如くγ域で均熱した後、急冷することにより、ポリゴナル・フェライトを生成させることなく、適切な硬度を有する所望のベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライト(母相組織)を生成させることができる。特に平均冷却速度はγRの形態に大きな影響を及ぼす為、極めて重要であり、上記範囲に制御することにより、母相組織のラス間に、所定形態のγRを生成させることが可能となる。平均冷却速度が速ければ、平均軸比の大きなラス状γRを得ることができる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【0048】
また、急冷後のオーステンパ処理は、上記処理により生成した所定形状のγRが、炭化物に分解するのを抑制する為に極めて重要であり、特にオーステンパ処理の保持時間を上記の如く短く制御することにより、γR→炭化物への分解を有効に抑制することができる。更に、上記オーステンパ処理することにより、γRへのC濃縮を、多量に且つ極めて短時間に行なうことができる。また、オーステンパ処理温度が高くなると、γRは炭化物に容易に分解してしまい、所定量のγRを得ることはできず、一方、オーステンパ処理温度が低くなると、γRへのC濃縮が充分に行なわれない。
【0049】
尚、上記工程では、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び/又はマルテンサイト組織が生成しても構わない。また、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、更には合金化処理しても良い。
【0050】
本発明では、上記方法によって製造された鋼板を温間加工することにより、伸び及び伸びフランジ性が共に著しく高められた高強度鋼板を得ることができる。ここで上記温間加工とは、100〜400℃(好ましくは150〜250℃、最も好ましくは約200℃付近)で温間成形することを意味し、鋼板全体が当該温度域になる様、適宜、均熱すればよい。後記する実施例で実証する通り、本発明によれば、上記鋼板を温間加工することにより、伸びフランジ性(λ)に関しては、打抜き温度が20℃の通常試験レベルで、温間加工しない場合に比べて約2.5倍にまで高めることができると同時に、全伸び(El)も、温間加工しない場合に比べて約3倍にまで上昇させることができ、いずれの特性についても、温間加工による顕著な向上効果を奏するものである。母相組織がポリゴナル・フェライトからなる従来のTRIP鋼板では、温間加工しても、伸び特性若しくは伸びフランジ性のいずれか一方が向上するだけで、その向上効果は小さく、これらの両特性を共に著しく向上させることは困難であった点を考えれば、本発明鋼板は、温間加工用鋼板として極めて有用である。
【0051】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【0052】
【実施例】
実施例1:成分組成の検討
本実施例では、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表1に記載の成分組成からなる供試鋼(表中の単位は質量%)を真空溶製し、実験用スラブとした後に、当該スラブを930℃で10分間均熱した後、70℃/sの平均冷却速度で400℃まで冷却し、当該温度域で2分間保持した(オーステンパ処理)。
【0053】
この様にして得られた鋼板を200℃で5分間均熱して温間加工し、下記要領で、引張強度(TS)、YS[下降伏点(降伏応力)]、及び伸び[全伸びのこと(EI)]を、夫々測定した。
【0054】
まず、引張試験はJIS5号試験片を用い、TS、YS、及びEIを測定した。尚、引張試験の歪速度は1mm/secとした。
【0055】
また、母相組織の硬度は、ビッカース硬度により3点平均(荷重5g)で測定した。
【0056】
伸びフランジ性(穴広げ性:λ)については、直径100mm、板厚2.0mmの円盤状試験片を用い、φ10mmの穴をパンチ打抜きした(打抜き温度は20℃とする)後、200℃に加熱して5分間均熱してから、60°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率(λ)を測定した(鉄鋼連盟規格JFST 1001)。
【0057】
更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡(TEM;倍率1500倍)観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察(倍率1000倍)により組織の占積率を測定した。尚、γRの占積率及びγR中のC濃度は、鋼板の1/4の厚さまで研削した後、化学研磨してからX線回折法により測定した(ISIJ Int.Vol.33.(1933),No.7,P.776)。
【0058】
これらの結果を表2に示す。
【0059】
【表1】
【0060】
【表2】
【0061】
これらの結果より、以下の様に考察することができる(以下のNo.はすべて、表2中の実験No.を意味する)。
【0062】
まず、No.2〜5、8〜14はいずれも、本発明の範囲を満足する鋼種を用い、本発明で規定する条件で製造した鋼板を温間加工した本発明例であり、伸び及び伸びフランジ性のいずれも良好な高強度鋼板が得られた。特にNo.8は、他の本発明例に比べてSiが低くAlが高い例であるが、(Si+Al)の合計量が適切に制御されている為、El及びλはいずれも高い。
【0063】
これに対し、本発明で特定する成分のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【0064】
まず、No.1は、C量が少ない例であり、TSが低く、γRが全く生成しない為、低強度の割にはElも低い。
【0065】
No.6は、(Si+Al)の合計量が少ない例であり、所望のγRが全く生成しない為、Elが7%と低かった。
【0066】
No.7は、Mnの量が少ない例であり、γRが全く生成しない為、Elが5%と低かった。
【0067】
実施例2:製造条件の検討
本実施例では、表1のNo.3及びNo.4の実験用スラブを用い、各スラブについて、以下の異なる条件で鋼板を製造した(熱延板の板厚は2.0mm)後、加工温度(引張温度)を20℃から500℃まで種々変化させ、加工温度による機械的特性に及ぼす影響を実施例1と同様にして調べた。ちなみに上記の鋼種は、C量が若干相違する(表1のNo.3はC:0.20%;表1のNo.4はC:0.30%)こと以外は、成分組成が近似するものであり、いずれも、本発明で特定する化学成分を満足する鋼である。
【0068】
[製造方法]
表1のNo.3:実施例1の方法と同じ
表1のNo.4:均熱温度を850℃(フェライト+オーステンパの2相域温度)とし、400℃までの平均冷却速度を20℃/sとすることにより、組織をポリゴナル・フェライト及び塊状γR(軸比1.3)に制御すると共に、当該温度域での保持時間を5分間と長くし、当該塊状γRを安定化させた。
【0069】
これらの結果を表3に記載すると共に、図1及び図2に、加工温度と、El若しくはλとの関係をグラフ化して示す。
【0070】
【表3】
【0071】
これらの結果より、以下の様に考察することができる。
【0072】
表3のNo.1〜11は、いずれも表1の鋼種3(本発明鋼)を用い、本発明法により所望組織に制御した鋼板を種々の温度で加工した本発明例であり、一方、表3のNo.12〜22は、いずれも表1の鋼種4(本発明鋼)を用い、従来法によりポリゴナル・フェライト、ベイナイト及び塊状γRからなる組織に制御した鋼板(従来のTRIP鋼板)を種々の温度で加工した比較例である。図1及び2からも明らかな通り、従来鋼板を温間加工した場合には、温間加工しない場合(20℃)に比べ、Elは若干上昇するものの、λは殆ど上昇しなかったが、本発明鋼板を温間加工すると、いずれの特性も顕著に上昇している。しかもその程度は、温間加工しない場合に比べてElで約3倍、λで約2.5倍にまで高めることができ、温間加工による極めて顕著な効果を確認することができた。
【0073】
即ち、本発明によれば、温間加工用により、伸びフランジ性及び伸び特性の両特性に極めて優れた高強度鋼板を得ることができた。
【0074】
実施例3:母相組織の硬度及びγ R の形態に及ぼす製造条件の検討
本実施例では、表1の鋼種No.3を用い、均熱温度を800〜950℃(均熱時間は300秒)、平均冷却速度を20〜150℃/s、オーステンパ温度を400〜450℃、及びオーステンパ保持時間を50〜200sに種々変化させたこと以外は実施例1と同様にして鋼板を製造し、200℃の温間加工を施したときの機械的特性を調べた。これらの結果を表4に記載する。
【0075】
【表4】
【0076】
まず、No.1〜4は、均熱温度を800〜950℃と変化させた(その他の製造条件は一定)例であるが、均熱温度が800℃と、本発明の範囲を下回る温度で均熱した場合(No.1)には、所望の母相組織を生成させることはできず(平均硬度も生成量も、本発明範囲を下回っている)、Elが14%と低かった。これに対し、均熱温度を850〜950℃と、本発明の範囲内に制御した場合には、所望の母相組織が得られており、特に均熱温度が高い程、母相組織(ベイニティック・フェライト)の生成量も多くなっている。
【0077】
No.5〜7は、オーステンパ保持時間を50〜200秒と変化させた(その他の製造条件は一定)例であるが、オーステンパ保持時間が200秒と、本発明の範囲を超える長時間処理した場合(No.7)には、γRが炭化物へと分解してしまい、γRの占積率は2%と低く、且つ、パーライト組織が11%と多く生成する為、伸びや伸びフランジ性が低下した。これに対し、オーステンパ保持時間を50〜100秒と、本発明の範囲内に制御した場合には、γR→炭化物への分解が抑制され、所望の母相組織及び第2相組織(γR)が得られている。
【0078】
No.8〜11は、平均冷却速度を20〜150℃/sと変化させた(その他の製造条件は一定)例であるが、平均冷却速度が20℃/sと遅い場合(No.8)には、所望の母相組織を生成させることはできず(平均硬度も生成量も、本発明範囲を下回っている)、Elが13%と低かった。これに対し、平均冷却速度を40〜150℃/sと、本発明の範囲内に制御した場合には、所望の母相組織が得られており、特に平均冷却速度が大きい程、γRの軸比(長軸/短軸)が大きくなり、Elも高くなる傾向が見られた。
【0079】
尚、No.12は、前述した非特許文献3を模擬した条件で製造した例であるが、平均冷却速度が20℃/sと遅く、オーステンパ保持時間が200秒と長い為、所望の母相組織が得られず(母相組織の平均硬度は210Hvと低い)、その結果、本発明例に比べてλ及びElは低かった。
【0080】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約500〜1400MPa級の高強度及び超高強度域において、温間加工により、優れた伸びフランジ性および全伸びの両特性を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができた。従って、本発明鋼板は、温間加工用鋼板として極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図1】加工温度を変化させたときのλに及ぼす影響について、本発明鋼板と従来鋼板を対比させたグラフである。
【図2】加工温度を変化させたときのElに及ぼす影響について、本発明鋼板と従来鋼板を対比させたグラフである。
Claims (8)
- 質量%で、
C :0.05〜0.6%、
Si+Al:0.5〜3%、
Mn:0.5〜3%、
P :0.15%以下(0%を含まない)、
S :0.02%以下(0%を含む)
を含有し、残部:鉄および不純物であり、且つ、
母相組織は、平均硬度がビッカース硬度で240Hv以上であるベイニティック・フェライト及び/又はグラニュラー・ベイニティック・フェライトを全組織に対して占積率で70%以上含有し、
第2相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で5〜30%含有し、該残留オーステナイト中のC濃度(CγR)は1.0質量%以上であり、
更にベイナイト/マルテンサイトを含有しても良いものであることを特徴とする温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - 前記残留オーステナイトを全組織に対して占積率で8%以上含有するものである請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記残留オーステナイトは、平均軸比(長軸/短軸)が2〜30を満足するものである請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 更に、質量%で、
Mo:1%以下 (0%を含まない),
Ni:0.5%以下(0%を含まない),
Cu:0.5%以下(0%を含まない),
Cr:1%以下 (0%を含まない)
の少なくとも一種を含有するものである請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 更に、質量%で、
Ti:0.1%以下(0%を含まない),
Nb:0.1%以下(0%を含まない),
V :0.1%以下(0%を含まない)
の少なくとも一種を含有するものである請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 更に、質量%で、
Ca :0.003%以下(0%を含まない)、及び/又は
REM:0.003%以下(0%を含まない)
を含有するものである請求項1〜5のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 請求項1〜6のいずれかに記載の高強度鋼板に対し100〜400℃での温間加工を施すことを特徴とする温間加工方法。
- 請求項1〜6のいずれかに記載の高強度鋼板を温間加工した引張強度が500MPa以上の高強度部材または高強度部品。
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