JP5323702B2 - バーリング加工性に優れた高マンガン高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の構造部材、バンパー補強材及び衝撃吸収材等の用途に用いられるバーリング加工性に優れた高マンガン高強度鋼板に関する。より詳細には、Ｃ、Ｍｎ、及びＡｌを添加し微細組織を制御することにより、優れた強度と伸び率及び穴広げ性等の物理的特性を有する、高マンガン高強度鋼板に関する。

バンパー補強材、或いはドア内の衝撃吸収材は車両の衝突時に乗客の安全と直接関わる部品であるため、引張強度が７８０ＭＰａ以上の超高強度の熱延鋼板が主に用いられている。また、補強材及び吸収材では、高い引張強度と共に高い伸び率を有しなければならず、フランジ部または部品連結部の成形性のために優れた穴広げ性が求められる。

一方、次第に厳しくなっている環境汚染の規制に対応するために、燃費を増加させようと、高強度の部品において高強度鋼の使用割合が増加しており、最近では７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼の商業化に対する研究が増えている。

自動車用の高強度鋼は、代表的な例として、複合組織（Ｍｕｌｔｉ−Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ）鋼、二相組織（ＤＰ；Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ；Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼及び双晶誘起塑性（ＴＷＩＰ；Ｔｗｉｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼がある。

一般的に、鋼板の製造方法は、製造された鋳片に偏析された成分を再利用する再加熱処理、最終厚さの板材に圧延する熱間圧延処理、熱間圧延された板材を室温で冷却／巻取する冷却処理に分かれる。ここで、加熱炉から取り出した鋳片をオーステナイト区間で圧延し、冷却過程において冷間終了温度をマルテンサイト開始（Ｍｓ）温度より低くし、オーステナイトをマルテンサイトに変態させる。この場合、この鋼を二相組織鋼とする。

上記二相組織鋼は、全体組織中のマルテンサイトの割合が増加するほど強度が増加し、フェライトの割合が増加するほど延性が増加する。この場合、強度を高めるためにマルテンサイトの割合が増加すると、相対的にフェライトの割合が減少し、返って延性が低下する。そして、二相組織鋼は、低温でマルテンサイトを形成するために冷却速度を速くしなければならないという短所がある。

一方、上記方法のように、圧延過程においてオーステナイトを形成してから、冷却過程で冷却速度と冷却終了温度等を制御することで、室温でフェライト、マルテンサイト、一部のベイナイト、及びマルテンサイト／オーステナイト混合相を形成する。変態誘起塑性鋼の強度と延性を共に高くしたこの鋼が複合組織鋼である。

複合組織鋼の場合、マルテンサイト変態による降伏比特性を有するものではないため、相対的に合金元素の添加量が少なくて溶接性に優れる一方、降伏強度が高く成形性に多少不利ではあるが、高い降伏強度を有するため、多くの分野に応用されている。

また、圧延過程において、オーステナイトまたはオーステナイトとフェライトの二相を形成してから、冷却過程で冷却速度と冷却終了温度等を制御しベイナイトの変態温度区間で熱処理した場合、ベイナイト変態と共に濃化されたオーステナイトが室温において準安定で残留すると、変態誘起塑性鋼を製造することができる。変態誘起塑性鋼は現在まで商用化された鋼のうち最も優れた強度と伸び率のバランス（強度×伸び率）を有する。

商用化段階にある鋼を考慮すると、双晶誘起塑性鋼が最も優れた強度×伸び率バランスを有する。双晶誘起塑性鋼はマンガン、炭素、及びアルミニウム等の成分を調節して安定なオーステナイト単相を得て、変形中に転位と双晶系を変形器具にすることにより、優れたひずみ硬化特性でネッキングを抑え伸び率を増加させた鋼である。

しかし、マルテンサイトを用いてひずみ硬化する場合、軟質基地相と硬質マルテンサイト相の境界が変形、または加工中に空孔を形成するのに適し、強度対伸び率は優れるが、穴広げ性が劣る。

変態誘起塑性鋼も、変形中に発生する変形誘起マルテンサイトと軟質基地相の境界において空孔を形成するため、低いバーリング加工性を有する。双晶誘起塑性鋼は、同じ強度の超高強度鋼（二相組織鋼、変態誘起塑性鋼等）と比較して同等、または類似な程度の穴広げ性を有するが、これは、双晶による高いひずみ硬化率と関わると思われる。

本発明は上記従来の問題点を改善するためのもので、Ｃ、Ｍｎ、及びＡｌの含量を制御し微細組織を制御することにより伸び率が５０％以上、ＴＳ×Ｅｌバランスが５０，０００ＭＰａ×％以上であると共に穴広げ性４０％以上を有する高マンガン高強度鋼板を提供することにその目的がある。

上記の目的を達成するための本発明の一構成は、重量％で、Ｃ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：１０〜２５％、Ａｌ：０．３〜３．０％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０５％以下を含み、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物から組成され、化学元素の結晶粒径が１８μｍ以上を満たす、バーリング加工性に優れた高マンガン高強度鋼板である。

本発明によれば、強度及び伸び率に優れ、穴広げ性に優れて部品成形が容易な高強度鋼板を提供することができる。

本発明の一実施例により製造された試片の結晶粒径と引張強度×伸び率の関係を示すグラフである。 本発明の一実施例により製造された試片の結晶粒径と穴広げ性の関係を示すグラフである。 １１００℃で２分の条件下と同じ効果を得るための熱処理時間を温度上昇とともに示すグラフである。

以下、本発明を図面を参照して詳細に説明する。

本発明者らは、優れた強度及び伸び率と共に穴広げ性に優れた超高強度鋼を開発しようとした。優れた伸び率を得るためにＣ及びＭｎを多量に添加し安定なオーステナイト組織を作り、変形中に双晶を形成しネッキングを抑えた。また、Ａｌを添加して双晶の分率を制御することにより局部伸び率を増加させ、その結果、アルミニウムを添加しない鋼と比べて１５％程度の穴広げ性が上昇し、約３０％の穴広げ性を確保することができた。

しかし、自動車部品に適用するためにはさらに高い穴広げ性が求められ、高いほど好ましいが、少なくとも４０％程度の穴広げ性が必要である。従って、本発明においては、Ｃ、Ｍｎ及びＡｌの量を制御し、熱処理を通じ結晶粒径を粗大化させることにより、強度及び伸び率と共に高い穴広げ性を確保することができる、という研究結果に基づき本発明を提案した。

以下、本発明の高強度鋼板の成分の組成範囲を説明する。

炭素（Ｃ）の含量は０．２〜１．０％が好ましい。

上記Ｃは、鉄鋼材料において最も重要な成分で、強度はもちろんのこと、靭性、耐食性等の全ての物理的、化学的特性と密生な関系を有し、鋼の物理的特性に最も大きな影響を及ぼす成分である。上記Ｃの含量が０．２％未満の場合にはオーステナイトの安定度が減少し、第２相の分率が減少することがある。反面、１．０％を超えて添加する場合には、溶接性の低下及び第２相の分率の急激な増加により加工性が激減することがある。従って、上記Ｃの含量は０．２〜１．０％に制限することが好ましい。

マンガン（Ｍｎ）の含量は１０〜２５％が好ましい。

上記Ｍｎは、鋼の硬化能を大きくし強度を増加させる元素で、オーステナイト安定化元素である。安定なオーステナイト組織を得るためには１０％以上のマンガンが含有されなければならない。マンガンの含量が２５％を超える場合には製鋼工程における負荷が著しく増加し、溶接性が低下し、介在物が形成されることがある。従って、上記Ｍｎの含量は１０〜２５％に制限することが好ましい。

アルミニウム（Ａｌ）の含量は０．３〜３．０％が好ましい。

上記アルミニウムは、フェライト安定化元素で、強度の向上に寄与し脱酸剤として添加されることが一般的である。一方、アルミニウムは、積層欠陥エネルギーを増加させ双晶が変形中に持続的に発生するようにする。その含量が０．３％未満の場合は積層欠陥エネルギーの増加効果が少なく、３．０％を超える場合には製鋼、連鋳工程上でノズル詰まり現象または介在物の混入が増加することがある。従って、上記Ａｌの含量は０．３〜３．０％に制限することが好ましい。

硫黄（Ｓ）の含量は０．０５％以下が好ましい。

上記Ｓの含量が０．０５％を超えると、熱延板に粗大なＭｎＳが生成され、加工性と靭性を低下させることがあるため、硫黄はできるだけ少なく添加することが好ましい。

リン（Ｐ）の含量は０．０５％以下が好ましい。

上記Ｐの含量が０．０５％を超えると熱延板に粗大なＭｎＳが生成され加工性と靭性を低下させることがあるため、リンはできるだけ少なく添加することが好ましい。

本発明の組成物は、上記の成分のほかに、残りはＦｅ及びその他不可避な不純物を含有する。

本発明の鋼板は、優れたバーリング加工性を確保するために、結晶粒径が１８μｍ以上を満たす。

オーステナイト単相組織を有する高マンガン鋼の材質は、オーステナイトの安定度と積層欠陥エネルギーと共に、結晶粒径により決まる。オーステナイトの安定度はマンガン、ニッケル、及び炭素含量が多くなるに従って増加し、高マンガン鋼の材質が優れるようになる。そして、積層欠陥エネルギーは、アルミニウムの量が増加すると増加し、変形全般にわたり双晶が発生し、鋼の伸び率が増加する。

高マンガン超高強度鋼の結晶粒径は穴広げ性と密接な関係を有する。一般的に、熱間圧延、冷間圧延工程を通じて製造された板材の結晶粒径は平均８μｍ程度である。ここで、熱間圧延温度や焼鈍温度を変更すると板材の平均粒径は多少増加するが、平均１０μｍ以上の結晶粒径を有する鋼を製造することは困難である。

本発明においては、平均結晶粒径１８μｍ以上を確保するもので、このために多様な方法が適用されることができ、例えば、熱処理等を通じて結晶粒径を制御することができる。結晶粒の制御は活性化エネルギーを考慮した高温維持温度、及び時間に関わるため、熱処理後の冷却は炉冷、空冷等が可能であり、冷却を１℃／ｓｅｃ以上の速度にする場合は、相組織の制御が可能である。

また、上記結晶粒径は、熱処理された組織でオーオーステナイト単相の結晶粒径であってもよい。

以下、本発明を実施例を通して具体的に説明する。

下記表１のような成分組成を有するインゴットを１２００℃で１時間加熱して、９００℃で熱間圧延をした後、６８０℃に水冷した。水冷後、下記表２のような熱処理温度で製造された試片を用いて強度、伸び率、及び穴広げ性を測定した。その結果を下記表２及び３に示した。

熱処理温度に対する熱処理時間は、再結晶に必要な活性化エネルギーと下記の式を用いて求めることができた。高マンガン鋼の活性化エネルギーは２７６２１０ｃａｌ／ｍｏｌｅであることを考慮し、実施した１１００℃、２分と同じ熱処理条件で熱処理時間を求めた場合、熱処理時間を図３に示した。また、熱処理後の冷却は、炉冷または空冷で実施した。

結晶粒成長速度は下記の式により計算され、ｄは熱処理後の結晶粒径、ｄ_ｏは熱処理前の結晶粒径、ｎ、及びＫは熱処理中の結晶粒の成長に対する材料定数で、Ｑは活性化エネルギー、Ｒは物理的定数（仮数定数）で、Ｔは温度である。
ｄ^ｎ−ｄ^ｎ _ｏ＝Ｋ ｔ ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ）

上記表２及び３に示したように、本発明の熱処理条件を満たす発明例１〜７の場合、オーステナイトの平均結晶粒径（ＡＧＳ）を１８μｍ以上に確保することにより、伸びフランジ特性が４２．６％以上で優れたバーリング加工性を確保した。穴広げ性は総伸び率と均一伸び率の差が大きくなると増加するため、結晶粒径を大きくすることで穴広げ性を大きくすることが好ましい。また、本発明の高強度鋼板は、ＴＳ×Ｅｌバランスが５０，０００ＭＰａ×％以上、伸び率が５０％以上で優れた機械的特性を示した。

しかし、本発明の熱処理条件を満たさない比較例１、及び２の場合には、オーステナイトの平均結晶粒径（ＡＧＳ）が１０〜１１μｍを示し、これにより伸びフランジ特性が劣ると示された。

Claims (2)

1. 重量％で、Ｃ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：１０〜２５％、Ａｌ：０．３〜３．０％、Ｓ：０．０５％以下、Ｐ：０．０５％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１８μｍ以上を満たし、５０，０００ＭＰａ％以上のＴＳ×Ｅｌ及び４２．６０％以上の穴広げ性を有する、バーリング加工性に優れた高マンガン高強度鋼板。
2. 前記鋼板の微細組織はオーステナイト単相組織である、請求項１に記載のバーリング加工性に優れた高マンガン高強度鋼板。

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