JP5092481B2 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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衝突試験で筒状部材に荷重が加わる衝突方向を軸方向とした場合、軸方向に対する部材の垂直断面は、剛性の高い稜線部と剛性の低い稜線間の平面部によって構成されている。衝突時に軸方向に荷重が作用した場合、断面内で剛性の低い平面部は、断面外方向へ弾性たわみを生じ、剛性の高い稜線部においては軸方向に圧縮ひずみを生じる。その後、圧壊の進行とともに、稜線部板厚方向で、圧縮ひずみの発達挙動に差が生じ、稜線部での曲げ変形、いわゆる塑性座屈(稜線部が折れ曲がるように塑性変形する)が生じる。次に、稜線部座屈起点から平面部にかけて、座屈によって形成されたしわが成長することで平面部においても曲げ変形が発生する。その後、平面部のしわは圧壊の進行とともに押しつぶされ、しわが重なり、他の稜線部位における塑性座屈発生へと移行する。
なお、従来から知られている残留オーステナイト鋼の成分系により、ベイナイト変態が生じる温度域を最適条件からずらすことにより不安定な残留オーステナイトを得たとしても、鋼組織の均一性およびオーステナイト中のC濃度を本発明が規定する範囲内とすることはできず、本発明が目的とする特性を得ることはできない。
(C:0.06〜0.17%)
Cはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相を生成させ、鋼板の高強度化と鋼板を成形した部材の衝突時のエネルギー吸収性向上に有効に作用する。後述のようにTi、Nbを含む場合、マルテンサイトに比べて軟質なフェライトとベイナイトが冷却中に生成しやすくなるので、引張強度700MPa以上を確保するために、少なくとも0.06%以上含有させる。ただし、0.17%超含有させると溶接性が劣化する。このため、C量を0.06〜0.17%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.08%以上0.15%以下である。
Siは固溶強化にて強度を向上させ、フェライト変態を促進して延性等を向上させる元素である。本発明では0.005%以上含有させる。ただし、1.5%超含有させるとスポット溶接した際のナゲット部が硬化し靱性が劣化する。このため、Si量を0.005〜1.5%とした。なお、好ましくは0.2%以上0.8%以下である。
Mnはオーステナイト安定化元素であり、Ac3変態点およびAr1変態点を低下させる。連続焼鈍中のオーステナイト単相域焼鈍を容易にするために、1.6%以上含有させる。ただし、3.0%超含有させると、硬質相主体の組織となるため延性が劣化する。このため、Mn量を1.6〜3.0%とした。好ましくは1.8%以上2.8%以下である。
Pは不可避的不純物であり、過多に含有させると不均一なバンド状組織となり加工性が劣化する。このため、P量を0.02%以下とした。なお、好ましくは0.020%以下である。P量は低い方が好ましいが、コストの観点からは0.005%以上とすることが好ましい。
Sは鋼中で硫化物として存在し、本発明が対象とする局部変形能の向上に大きな影響を及ぼす元素である、このため、S量をできるだけ低減させるのが望ましいが、0.005%以下であれば、本発明で目的とするような特性にも悪影響を及ぼさない。なお、好ましくは0.003%以下である。
Alは鋼を脱酸させるために添加される元素であり、Ti等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させるのに有効に作用する。ただし、0.5%超含有させると酸化物系介在物が増加するために表面性状や成形性が劣化する。また、鋼板をフラッシュバット溶接する際に酸化物が抜け切らずに溶接部強度が不足して冷間圧延等の通板時に破断する可能性が生じる。またコスト高ともなるので、Al量を0.5%以下とした。なお、好ましくは0.02〜0.3%である。
Nは不可避的不純物であり、過多に含有させると粗大な窒化物が析出するため成形性が劣化する。このため、N量をできるだけ低減させるのが望ましいが、0.01%以下であれば、本発明で目的とするような高強度材でも成形性に悪影響を及ぼさない。このため、N量を0.01%以下とした。なお、好ましくは0.005%以下、さらに好ましくは0.003%以下である。
これらの元素は本発明で重要な元素の一つであり、炭化物を形成させ鋼を強化する析出強化ならびに結晶粒微細化、さらにはフェライト変態の促進により適正な残留オーステナイトを生成しやすくするのに有効に作用する。また、スポット溶接した際、HAZ軟化を起こし難くする効果がある。
本発明の骨格となる上記主要元素に加えて、強度上昇、ベイナイト変態条件の変化を目的として、Cr、MoおよびNiの1種または2種以上をそれぞれ0.5%以下の範囲で適宜含有させてもよい。強度上昇、ベイナイト変態条件の変化をより確実に実現するには含有させる元素の含有量をそれぞれ0.02%以上とすることが好ましい。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。なお、鋼組織に関する「%」は、特に断らないかぎり面積%を意味する。
本発明で、もっとも重要な残留オーステナイトの面積率および残留オーステナイト中のC濃度は、下記理由により限定する。残留オーステナイト面積率が3.0%未満では、TRIP効果による成形性改善効果が少なく、また、15%超では、TRIPにより生成するマルテンサイトの量が多くなり、その組織界面にてマイクロクラック発生箇所が多くなり、局部延性に悪影響を及ぼし、部材への成形加工時の曲げ性や、成形加工後の部材段階における衝突時のエネルギー吸収性が劣化する。
(フェライトとベイナイトの合計面積率:85%以上)
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、フェライトとベイナイトを合計85%以上含む。フェライトとベイナイトが面積率で合計85%以上含むことにより、所望の残留オーステナイト体積率、残留オーステナイト中のC量が得られ、衝突特性、成形性を劣化させることなく700MPa以上の引張強度を確保することが可能になる。
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、フェライトおよびベイナイトの平均粒径を1.5〜3.5μmとする。フェライトおよびベイナイトの平均粒径が1.5μm未満になると、残留オーステナイトが微細に分散してしまい、その結果、残留オーステナイト中のC濃度の過剰な上昇を招く。一方、3.5μm 超では、本発明で規定する鋼組成では安定して700MPa以上の引張強度を確保することが困難である。このため、フェライトおよびベイナイトの平均粒径を1.5〜3.5μm とする。
また、本発明鋼板の組織は、フェライトおよびベイナイトの粒内中に粒径が1〜15nmの析出物を100個/μm2以上の密度で含有する。粒径が15nm超の析出物は強化に有効に作用しない。また、粒径が1〜15nmの析出物が100個/μm2未満では強化量が小さくなり、所望の強度が得られない。このときの析出物はTiおよび/またはNbの炭窒化物であり、熱間圧延後の巻取り、ならびに、連続焼鈍時の加熱、冷却に由来して析出するものであり、硬質で微細な析出物であるために、TS、YS等の機械特性の上昇に大きく寄与するものである。
上記した鋼組成の溶鋼を転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが望ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼素材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直接圧延を行うか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱して圧延を行ってもよい。
再加熱する場合には、成形性を劣化させないためにTiCやNbCを再固溶させる必要がある。このような効果は、本発明では、1050℃以上に加熱することで認められるが、1300℃以上に加熱しても効果が飽和するだけでなく、スケールロスが増加する。このため、このときの鋼素材の再加熱温度を好ましくは1050℃〜1300℃とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は好ましくは1050℃〜1300℃である。
本発明では、仕上温度を800℃〜950℃の範囲とする。仕上温度が800℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、組織が不均一なバンド組織となり、連続焼鈍後の鋼板の成形性が劣化する。一方、950℃を超えると、その後の冷却で粒成長が生じ、均一微細な組織が得られない。
本発明では、巻取温度を400〜750℃の範囲とする。巻取温度が400℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。また、巻取温度が750℃を超えると、析出物が粗大化して冷間圧延および連続焼鈍後の強度確保が困難になるとともに成形性が劣化する。
冷延鋼板の焼鈍は連続焼鈍とし、冷延鋼板がオーステナイト単相組織となる温度以上(オーステナイト単相化温度)になるまで加熱する。一旦、冷延鋼板をオーステナイト単相組織にすることにより、連続焼鈍後の組織を均一微細とする。加熱温度がオーステナイト単相化温度未満では、冷延組織の影響が残りバンド組織となり加工性が著しく劣化する。
オーステナイト単相化温度以上の範囲に加熱した後、オーステナイト単相組織の状態に10秒間以上保時する。保持時間が10秒間未満であれば、置換型元素であるMn等の偏析が残存し、連続焼鈍後の鋼板の組織が不均一となる。このため、冷延鋼板の焼鈍条件をオーステナイト単相状態で10秒間以上保持するとした。なお、長時間のオーステナイト単相組織の保持はオーステナイト粒径の粗大化を起こし、連続焼鈍後の組織を微細にすることが困難になるので、保持時間は300秒間以下とすることが好ましい。
オーステナイト単相状態から、フェライトの析出開始が500℃〜700℃となる冷却条件で、370〜500℃の冷却停止温度域まで冷却する。
冷却停止温度まで連続冷却した後、370〜500℃、好ましくは380〜490℃の温度域に30秒間〜10分間保持し、その後に室温まで冷却する。通常は冷却停止温度そのままの温度で保持するが、このときの保持温度は上記冷却停止温度範囲内である趣旨である。オーステナイト相を分解させベイナイトを生成させるために、このときの保持時間は30秒間以上とする。ただし、10分間超保持することはエネルギーの無駄や生産性の低下につながる。
板厚さ: 1.2mm
高さ: 170mm
閉断面形状: 凹部導入矩形筒形
また、溶接条件は次の通りであった。
横部: スポット溶接
電極先端: 60φ、40R、クロム銅
電源: 交流
加圧: 250kg
電流: 9kA
通電時間: 14サイクル
試験にて得られた変形荷重曲線を図3に、変形後の形態写真を図4−1にそれぞれ示す。
図3から分かるように、鋼bの場合、変形全域で比較安定したフラットな変形荷重を示しているのに対し、鋼aの場合は、変形変位60mm以降変形荷重が低下する結果を示した。また図4−1の変形形態からも、鋼bは非常に細かい座屈しわが生成し、安定した変形形態を示すのに対し、鋼aの部材は、座屈しわの乱れを確認でき、変形中の破断において、安定した塑性座屈を発生させることができず、生成した座屈しわに乱れを生じたことが判明した。また高速ビデオ画像との対応からも、変形中の破断発生から変形の乱れ、塑性座屈の不安定化が確認でき、変形荷重の低下を発生要因が判明した。
(実験方法)
(オーステナイト単相化の確認とフェライト析出開始温度を測定)
各種冷延鋼板から試験片を採取し、表3に示すで熱処理を行った際の膨張率変化を解析することによって、オーステナイト単相化の確認とフェライト析出開始温度を測定した。
各種冷延焼鈍鋼板の圧延方向および圧延方向と圧延直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面、圧延方向と直角方向断面の組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析により各相の分率および各相の粒径を測定した。粒径の測定は、圧延方向断面および圧延方向と直角方向断面で板厚の全厚について、JISG0552の交差線分法の規定に準拠して測定し、それらの平均値で表した。
各種冷延焼鈍鋼板に0.25mm分減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面に対しX線回折を施し、残留オーステナイト量を算出し、そしてその結果をもとにオーステナイト中のC濃度を算出した。
析出物粒径と密度の測定は、電子顕微鏡のレプリカ法を採用し、各試料につき倍率10万倍で5視野を撮影し、円換算粒径で算出し、そして粒径が1〜15nmの析出物の全個数を測定し、その個数を撮影視野の面積で割り、密度を算出した。
各種冷延焼鈍鋼板の圧延方向に直角方向からJIS5号引張試験片を採取し、降伏強度(YS)、引張強度(TS)、伸び(El)を調査した。
スポット溶接性は、溶接電極の先端径を6mm、交流電源、加圧力を250kg、電流を9kA、通電時間を14サイクルの条件で行った。溶接後、JISZ3136の引張せん断試験による引張荷重(TSS)とJISZ3137の十字引張試験による引張荷重(CTS)を測定し、JISZ3140に規定されているTSSを満たし、かつ、延性比(CTS/TSS)が0.35以上を満たすものを良好とした。
これらの結果を表4に示す。本発明例の鋼板は、面積%で、フェライトおよびベイナイトを合計で85%以上、残留オーステナイトを3.0〜15%含有し、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が1.5〜3.5μmであり、前記残留オーステナイト中のC濃度が0.85〜1.0質量%であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が1〜15nmの析出物を100個/μm2以上含み、引張強度が700MPa以上、降伏比が0.7以上、El値が15%以上の成形性を有する高強度冷延鋼板であり、成型加工後の部材は衝突試験時に破断や崩れが発生しない。
Claims (2)
- 質量%で、C:0.06〜0.17%、Si:0.005〜1.5%、Mn:1.6〜3.0%、P:0.02%以下、S:0.005%以下、Al:0.5%以下、N:0.01%以下、ならびにTiおよびNbの1種または2種を合計で0.03〜0.25%含有し、残部がFeおよび不純物からなる鋼組成を備え、面積%で、フェライトおよびベイナイトを合計で85%以上、残留オーステナイトを3.0〜15%含有するとともに、前記フェライトおよびベイナイトの平均粒径が1.5〜3.5μm、前記残留オーステナイト中のC濃度が0.85〜1.0質量%であり、さらに前記フェライトとベイナイト中に粒径が1〜15nmの析出物を100個/μm2以上含有する鋼組織を備え、引張強度が700MPa以上であることを特徴とする、稜線部と稜線部間の平面部とによって構成される閉断面形状を有し、軸圧壊変形に際して前記稜線部において局部的な曲げ変形を含んだ塑性座屈による塑性変形を繰り返すことにより衝撃エネルギーを吸収する衝撃吸収部材用の冷延鋼板。
- 下記(A)〜(C)の工程を備えることを特徴とする請求項1に記載の高強度冷延鋼板の製造方法:
(A)請求項1に記載の鋼組成を備える鋼材に、仕上温度:800℃〜950℃、巻取温度:400〜750℃の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程;
(B)前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(C)前記冷延鋼板に、オーステナイト単相組織となる状態で10秒間以上保持し、次いでフェライトの析出開始温度が500〜700℃となる冷却条件で370〜500℃の冷却停止温度域まで冷却し、その後370〜500℃の温度域で30秒間〜10分間保持する熱処理を施す連続焼鈍工程。
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