JP5251206B2 - 深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
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Description
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性に問題とならない範囲で部品素材を高強度化し、板厚を減することによる軽量化が効果的であると言われており、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
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ため、自動車業界では、例えば内板および外板用のパネル用材料として引張強度(TS)440MPa以上の鋼板を使用する動向にある。また、外板パネルでは、耐デント性が要求され、これは成形して塗装焼付け後の強度が高いものが良いとされており、特に高いBH性が好まれる。しかし、時効しやすい材料では、材料の降伏現象に関係するストレチャーストレインが発生するため、高いBH性とともに遅時効性も同時に必要である。
高r値を有しながら高強度化する手段としては、極低炭素鋼板にTi、Nbを固溶炭素、固溶窒素を固着する量添加し、IF化(Interstitial free)した鋼をベースとして、これにSi、Mn、Pなどの固溶強化元素を添加する手法(例えば、特許文献1参照)がある。
しかしながら、このような極低炭素鋼を素材とする技術では、引張強度が≧440MPaの鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が多くなり、表面外観上の問題や、めっき性の劣化、2次加工脆性の顕在化などの問題が生じてくることがわかってきた。また、多量に固溶強化成分を添加すると、r値が劣化するので、高強度化を図るほどr値の水準は低下してしまう問題があった。
また、デント性を確保するためのBH性は低いという問題がある。
このような複合組織鋼板のr値を改善する試みとして、例えば、特許文献2あるいは特許文献3の技術がある。
この発明は、このような従来技術の問題点を有利に解決し、深絞り性が良好で、かつ耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法を提供することを課題とする。
本発明は、上記の課題を解決するために、以下の手段を採用する。
(1)質量%で
C:0.01〜0.030%
Si:0.01〜0.3%
Mn:2.0〜3.0%
P:0.005〜0.035%
S:0.01%以下
Al:0.005%〜0.1%
N:0.01%以下
Nb:0.04〜0.3%
Ti:0.1%以下
を含有し、
0.010%≦C−(12/93)Nb−(12/48)Ti*
Ti*=Ti−3.4N
の関係を有し、NbがCとの原子比でNb/C=0.2〜0.7であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織が、面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含み、引張強さが440MPa以上で、平均r値が1.2以上であり、AIが30MPa以下でBH−AIが50MPa以上であることを特徴とする、深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板である。
(2)さらに、Cr:0.1〜1.0%、Mo:0.02〜0.5%を一種以上含有することを特徴とする、前記(1)の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板である。
(3)鋼板表面にメッキ層が形成されていることを特徴とする、前記(1)又は(2)の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板である。
(4)質量%で
C:0.01〜0.030%
Si:0.01〜0.3%
Mn:2.0〜3.0%
P:0.005〜0.035%
S:0.01%以下
Al:0.005%〜0.1%
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Nb:0.04〜0.3%
Ti:0.1%以下
を含有し、
0.010%≦C−(12/93)Nb−(12/48)Ti*
Ti*=Ti−3.4N
の関係を有し、NbがCとの原子比でNb/C=0.2〜0.7であり、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延にて仕上圧延出側温度:800℃以上とする仕上圧延を施し、500℃以上680℃以下で巻き取り、コイル冷却した熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、600℃から750℃までの温度域の平均昇温速度を5℃/s以上30℃/s以下として、焼鈍温度:800℃以上900℃以下で焼鈍をおこない、次いで焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度:5℃/s以上として冷却する冷延板焼鈍工程を順次施し、鋼組織が、面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含み、引張強さが440MPa以上で、平均r値が1.2以上であり、AIが30MPa以下でBH−AIが50MPa以上の鋼板を製造することを特徴とする、深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法である。
(5)前記スラブが、さらに、Cr:0.1〜1.0%、Mo:0.02〜0.5%を一種以上含有することを特徴とする、前記(4)の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法である。
(6)前記冷延板焼鈍工程の後に、溶融めっき処理を施すことを特徴とする、前記(4)又は(5)の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法である。
以下、特に断らない限り、元素の含有量は質量%で示している。
まず、本発明の鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。
Cは後述のNbとともに本発明における重要な元素である。Cは高強度化に有効であり、フェライトを主相としマルテンサイトを含む第2相を有する複合組織の形成を促進するので、本発明では複合組織形成の観点から0.01%以上含有する必要がある。一方、良好なr値を得るためには過剰な添加は好ましいものではないこと、さらに2回焼鈍する延性の向上効果を考慮して、上限を0.030%とする。また炭素は、以下に述べるTi、Nbと安定な炭化物を形成するので、BH性を確保するためには
0.010%≦C−(12/93)Nb−(12/48)Ti*
Ti*=Ti−3.4N
に制御する必要がある。
Siはフェライト変態を促進させ未変態オーステナイト中のC含有量を上昇させてフェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させやすくする他、固溶強化の効果がある。上記効果を得るためには、Siは0.01%以上含有することが好ましく、より好ましくは0.05%以上含有する。一方Siを0.3%を超えて含有すると、変態点が上昇してしまい、焼鈍組織が微細化しにくいため高BH、低AIが達成できなくなる。また、熱延時に赤スケールが発生するため、鋼板とした時の表面外観を悪くする。また溶融亜鉛を施す際にめっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招き、めっき品質が劣化するので、Si含有量は0.3%以下、より好ましくは0.2%以下とすることが好ましい。
Mnは、変態点を低下させ、後で述べるNbによる再結晶温度の上昇により、焼鈍板組織の微細化に有効な元素である。もちろん、高強度化に有効であるとともに、マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を低くする作用があり焼鈍後の冷却時にマルテンサイト形成を促すため、要求される強度レベルおよび焼鈍後の冷却速度に応じて含有するのが好ましい。またMnはSによる熱間割れを防止するのに有効な元素でもある。このような観点からMnは2.0%以上含有する必要がある。より好ましくは2.2%以上含有させる。また一方で、過度の添加はr値および溶接性を劣化させるので3.0%を上限とする。
Pは固溶強化の効果がある。しかしながら0.005%未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程に於いて脱りんコストの上昇を招く。したがって、Pは0.005%以上含有するものとした。より好ましくは0.01%以上含有する。一方0.035%を越える過剰な添加は、Pが粒界に偏析し、耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき鋼板とする際には、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、めっき層と鋼板の界面における鋼板からめっき層へのFeの拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、得られるめっき層はパウダリング、チッピング等のめっき剥離が生じやすいものとなるため好ましくない。従ってPの含有量の上限を0.035%とした。
Sは不純物であり、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減することが好ましいが、0.01%までは許容できるため、0.01%以下とする。
Alは鋼の脱酸元素として有用である他、固溶Nを固定して耐常温時効性を向上させる作用があるため、0.005%以上含有する。一方、0.1%を越える添加は高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発するので、0.1%以下とする。
Nは多すぎると耐常温時効性を劣化させ、多量のAlやTi添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましく、上限を0.01%とする。
Nbは本発明において最も重要な元素であり、熱延板組織の微細化および熱延板中にNbCとしてCを析出固定させる作用を有し、高r値化に寄与する元素である。また、再結晶温度を上昇させて焼鈍組織を微細化し、高BH、低AI特性を得ることができる。このような観点からNbは0.04%以上含有するのが好ましい。一方で、本発明では焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるための固溶Cを必要とするが、過剰のNb添加はこれを妨げることになるので、上限を0.3%とする。
TiもNbと同様の効果を有し、熱延板組織の微細化させること、熱延板中に炭化物としてCを析出固定させる作用を有し、高r値化に寄与する元素である。但し、熱延板の微細化効果はNbが大きいので、Nb添加鋼に対して、Tiを添加するのが良い。このような観点からTi、は0.005%以上含有するのが好ましい。一方で、本発明では焼鈍後の冷却過程でマルテンサイトを形成させるための固溶Cを必要とするが、Nb添加鋼にさらに、過剰のTi、添加はこれを妨げることになるので、上限を0.1%とする。
CrはMn同様マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を遅くする作用をもち、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト形成を促す元素であり、強度レベル向上に効果がある。これらの効果を得るためには、Crは0.1% 以上含有することが好ましい。しかしながら、過剰のCr添加はこれらの効果を必要以上に飽和するだけでなく、高合金コストを招くことから上限を1.0%とする。
Moも、Mn同様マルテンサイトが得られる臨界冷却速度を遅くする作用をもち、焼鈍後の冷却時にマルテンサイト形成を促す元素であり、強度レベル向上に効果がある。これらの効果を得るためには、Moは0.02%以上含有することが好ましい。しかしながら、過剰のMo添加はこれらの効果を必要以上に飽和するだけでなく、高合金コストを招くことから上限を0.5%とする。
また、本発明では上記した成分以外の残部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成とすることが好ましい。
例えば、Bは鋼の焼入性を向上する作用をもつ元素であり、必要に応じて含有できる。しかしその含有量が0.003%を越えるとその効果が飽和するため0.003%以下が好ましい。
(a)面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含む鋼組織
本発明の鋼板の組織は、面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含む複合組織鋼である。ここで、半分以上の面積率を占めるフェライト相の{111}再結晶集合組織を発達させたものであり、平均r値≧1.2を達成している。
良好な深絞り性を有し、引張強さ≧440MPaの鋼板とするために、面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含む鋼組織とする必要がある。フェライト相が少なくなり、面積率で50%未満となると、良好な深絞り性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向がある。より好ましくは、フェライト相は面積率で70%以上とする。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は99%以下とするのが好ましい。なお、ここでフェライト相とは、ポリゴナルフェライト相や、オーステナイト相から変態した転位密度の高いベイニチックフェライト相を意味する。
また、本発明ではマルテンサイト相が存在することが必要であり、マルテンサイト相を面積率で1%以上含有する必要がある。マルテンサイト相が1%未満では良好な強度延性バランスを得ることが難しい。マルテンサイト相は、より好ましくは3%以上とする。
なお、上記したフェライト相、マルテンサイト相の他に、パーライト、ベイナイトあるいは残留γ相などを含んだ組織としてもよい。
本発明の鋼板は、上記成分組成、組織を満足するとともに、平均r値≧1.2を満足するものである。
本発明では、上記成分組成に調整し、フェライト相とマルテンサイト相を含む鋼組織とするもので、初めて平均r値が1.2以上を達成することができた。
ここで平均r値とは、JIS Z 2254で求められる平均塑性ひずみ比を意味し、以下で求められる値である。
平均r値=(r0+2r45+r90)/4
r0=試験片を板面の圧延方向に対し平行に採取し測定した塑性ひずみ比
r45=試験片を板面の圧延方向に対し45°方向に採取し測定した塑性ひずみ比
r90=試験片を板面の圧延方向に対し90°方向に採取し測定した塑性ひずみ比
本発明では、高い耐デント性をともに遅時効性を兼ね備えた鋼板を有することを特徴とする。
耐デント性は、プレス成形して、塗装焼付け後の強度に関係し、特に、高いBH性が要求される。BH量は、一般的に、2%の引張予歪みをしたのち、170℃、20分の焼き付け相当処理を行い、再引張した時の降伏強度の上昇量で評価する。すなわち、熱処理後の上降伏点から、予歪み時の公称応力を差し引いた量で評価する。
また、時効性の評価としてはAIが用いられる。AIは7.5%予歪み後、100℃、30分の時効処理を行い、時効後の下降伏点と、予歪み時の公称応力との差で評価する。
本発明の製造方法に用いられるスラブの組成は上述した鋼板の組成と同様であるので、鋼スラブの限定理由については省略する。
スラブ加熱温度は、析出物を粗大化させることにより{111}再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するため、低い方が望ましい。しかし加熱温度が1000℃未満では圧延荷重が増大し熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブ加熱温度は1000℃以上にすることが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることが好適である。
次いで、シートバーを仕上げ圧延して熱延板とする。仕上圧延出側温度(FT)は800℃以上とする。これは冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られる微細な熱延板組織を得るためである。FTが800℃未満では組織が加工組織を有し冷延焼鈍後に{111}集合組織が発達しないだけでなく、熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。一方FTが980℃を越えると組織が粗大化しこれもまた冷延焼鈍後の{111}再結晶集合組織の形成および発達を妨げ高r値が得られない。従ってFTは800℃以上とし、またFTは980℃以下にすることが好ましい。
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
コイル巻取温度(CT)については、500℃以上680℃以下とする。この温度範囲が熱延板中にCr系析出物やNbCを析出させるのに好適な温度範囲であるとともに、特にCTが上限を越えると結晶粒が粗大化し強度低下を招くとともに、再結晶温度が低下してしまい、微細な焼鈍組織が得られない。
上記焼鈍は再結晶を完了させ、整粒組織とするために800℃以上の焼鈍が最低必要である。一方900℃を越える高温では著しく粗大化し、特性が著しく劣化するからである。
なお、加熱段階で600℃から750℃までの温度域の平均昇温速度を5℃/s以上30℃/s以下とする必要がある。5℃/s未満では再結晶が早く完了してしまい、高BH低AI特性が望めない。逆に30℃/sを超えると、再結晶前に変態現象があまりにも優先して進行してしまうため高r値化が望めない。そのため、600℃から750℃までの温度域の平均昇温速度を5℃/s以上30℃/s以下とする必要がある。
例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多くもちいられる溶融亜鉛めっき処理を行う際には、上記焼鈍を連続溶融めっきラインにておこない、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよく、或いはさらに合金化処理をおこない、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。その場合、溶融めっきのポットから出た後、或いはさらに合金化処理した後の冷却においても、300℃までの平均冷却速度が5℃/s以上になるように冷却することが好ましい。
また、上記焼鈍後の冷却までを焼鈍ラインでおこない、一旦室温まで冷却した後、溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施し、或いはさらに合金化処理をおこなっても良い。
ここで、めっき層は純亜鉛および亜鉛系合金めっきに限らず、AlやAl系合金めっきなど、従来、鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも勿論可能である。
表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを1250℃に加熱し粗圧延してシートバーとし、次いで表2に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延板とした。これらの熱延板を酸洗および圧下率65%の冷間圧延工程により冷延板とした。引き続きこれら冷延板に連続焼鈍ライン(No.15の鋼板については連続溶融亜鉛めっきライン)にて、表2に示す条件で連続焼鈍を行った。No.15の鋼板は焼鈍後にインラインで溶融亜鉛めっき(めっき浴温:480℃)を施した。さらに得られた冷延焼鈍板に伸び率0.5%の調質圧延を施した。
各得られた冷延焼鈍板から圧延方向に対して90°方向(C方向)にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験をおこない、降伏応力(YS)、引張強さ(TS)、伸び(El)を求めた。また、BH量は、一般的に、2%の引張予歪みをしたのち、170℃、20分の焼き付け相当処理を行い、熱処理後の上降伏点から、予歪み時の公称応力を差し引いた量で評価した。また、 AIは7.5%予歪み後、100℃、30分の時効処理を行い、時効後の下降伏点と、予歪み時の公称応力との差で評価した。
各得られた冷延焼鈍板の圧延方向(L方向)、圧延方向に対し45°方向(D方向)、圧延方向に対し90°方向(C方向)からJIS5号引張試験片を採取した。これらの試験片に10%の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を求め、JIS Z 2254の規定に準拠して平均r値(平均塑性歪比)を求め、これをr値とした。
組織は、ナイタールにて腐食後、SEMにて1000倍又は3000倍の写真を撮影し、ポイントカウント法により各相の面積率を評価した。
以上のとおり、本発明においては、鋼の成分組成および製造条件を限定したことにより、AIが30MPa以下でBH−AIが50MPa以上という特性を達成することができたものである。
Claims (6)
- 質量%で
C:0.01〜0.030%
Si:0.01〜0.3%
Mn:2.0〜3.0%
P:0.005〜0.035%
S:0.01%以下
Al:0.005%〜0.1%
N:0.01%以下
Nb:0.04〜0.3%
Ti:0.1%以下
を含有し、
0.010%≦C−(12/93)Nb―(12/48)Ti*
Ti*=Ti−3.4N
の関係を有し、NbがCとの原子比でNb/C=0.2〜0.7であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
鋼組織が、面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含み、
引張強さが440MPa以上で、平均r値が1.2以上であり、
AIが30MPa以下でBH−AIが50MPa以上であることを特徴とする、深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板。 - さらに、Cr:0.1〜1.0%、Mo:0.02〜0.5%を一種以上含有することを特徴とする、請求項1に記載の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板。
- 鋼板表面にめっき層が形成されていることを特徴とする請求項1又は2に記載の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板。
- 質量%で
C:0.01〜0.030%
Si:0.01〜0.3%
Mn:2.0〜3.0%
P:0.005〜0.035%
S:0.01%以下
Al:0.005%〜0.1%
N:0.01%以下
Nb:0.04〜0.3%
Ti:0.1%以下
を含有し、
0.010%≦C−(12/93)Nb―(12/48)Ti*
Ti*=Ti−3.4N
の関係を有し、NbがCとの原子比でNb/C=0.2〜0.7であり、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延にて仕上圧延出側温度:800℃以上とする仕上圧延を施し、500℃以上680℃以下で巻き取り、コイル冷却した熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程と、該冷延板に、600℃から750℃までの温度域の平均昇温速度を5℃/s以上30℃/s以下として、焼鈍温度:800℃以上900℃以下で焼鈍を行い、次いで焼鈍温度から500℃までの温度域の平均冷却速度:5℃/s以上として冷却する冷延板焼鈍工程を順次施し、鋼組織が、面積率で50%以上のフェライト相と、面積率で1%以上のマルテンサイト相を含み、引張強さが440MPa以上で、平均r値が1.2以上であり、AIが30MPa以下でBH−AIが50MPa以上の鋼板を製造することを特徴とする、深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記スラブが、さらに、Cr:0.1〜1.0%、Mo:0.02〜0.5%を一種以上含有することを特徴とする、請求項4に記載の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷延板焼鈍工程の後に、溶融めっき処理を施すことを特徴とする請求項4又は5に記載の深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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