JP5333298B2 - 高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の組織全体に対してマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライト−マルテンサイト二相鋼(DP鋼)や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
しかしながら、通常の連続焼鈍水焼入れ設備の場合には、焼入れ後の鋼板温度は必然的に水温近傍となるため、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態してしまう。そのために、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用が困難である。また、硬質組織の加工性の向上はあくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性向上も限られたものになっていた。
また、特許文献2には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトとし、かつベイナイト中の残留オーステナイト量を規定することにより、焼付け硬化性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
さらに、特許文献3には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で90%以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を1%以上15%以下とし、かつベイナイトの硬度(Hv)を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
特許文献1に記載される成分組成では、鋼板に歪みを付与した際に、高歪域でTRIP効果を発現する安定した残留オーステナイトの量を確保することが困難であり、曲げ性は得られるものの、塑性不安定が生じるまでの延性が低く、張り出し性に劣る。
特許文献2に記載の鋼板は、焼付硬化性は得られるものの引張強さ(TS)を980MPa以上あるいはさらに1050MPa以上に高強度化しようとしても、ベイナイトあるいはさらにフェライトを主体とするマルテンサイトを極力抑制した組織であるため、強度の確保あるいは強度を高めた場合の延性や伸びフランジ性など、加工性の確保が難しい。
特許文献3に記載の鋼板は、耐衝撃性を向上させることを主目的としており、硬さがHv:250以下のベイナイトを主相とし、具体的にはベイナイトを90%超の割合で含む組織であるため、980MPa以上の強度確保が難しい。
また、自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォース等、特に強度が要求される部品の素材として用いられる鋼板では、1180MPa級以上の引張り強さが要求されており、さらに、今後、1470MPa級以上の引張り強さが要求されると考えられる。
すなわち、鋼板に、仕上げ焼鈍などの加熱処理を施す際、鋼板内の板温にはバラツキが生じ易い。従って、その後に所定量のマルテンサイトを生成させるべく、鋼板を目標とする温度まで急冷したとしても、上記のような板温のバラツキに起因して、鋼板全体にわたって同比率のマルテンサイトとなるわけではなく、その結果、鋼板の機械的特性にバラツキが生じていたのである。
具体的には、未変態オーステナイトの一部を焼戻しマルテンサイトとし、残りの未変態オーステナイトをベイナイトや残留オーステナイトなどの組織とすることによって、高強度と加工性を両立する高強度鋼板を製造する方法に関するものである。また、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を含むものとする。
なお、本発明において、加工性に優れるとは、引張強さと全伸びの積、すなわちTS×T.ELの値が20000MPa・%以上、かつ引張強さと限界穴拡げ率の積、すなわちTS×λの値が25000MPa・%以上を満足することとし、機械的特性の安定性に優れるとは、板幅方向のTSおよびT.ELの標準偏差σがそれぞれ10MPa以下および2.0%以下であるものを意味する。
このように、鋼板内の板温にバラツキが生じていると、それに起因して、鋼組成の不均一、ひいては機械的特性のバラツキが避けられない。
本発明は上記知見に立脚するものである。
1.質量%で、C:0.10%以上0.73%以下、Si:3.0%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.07%以下、Al:3.0%以下およびN:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成からなる鋼板を、オーステナイト単相域または(オーステナイト+フェライト)2相域に加熱後、マルテンサイト変態開始温度Msを指標として、Ms未満、Ms-150℃以上の温度域に目標とする冷却停止温度を設けて冷却し、未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させたのち、昇温してマルテンサイトの焼戻しを行うことによる高強度鋼板の製造に際し、上記鋼板の板幅方向にわたる最冷部位を、目標とする冷却停止温度から(冷却停止温度+15℃)の温度域に、15秒以上100秒以下の時間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
Cr:0.05%以上5.0%以下、
V:0.005%以上1.0%以下および
Mo:0.005%以上0.5%以下
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1または2に記載の高強度鋼板の製造方法。
Ti:0.01%以上0.1%以下および
Nb:0.01%以上0.1%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする前記1乃至3のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。
B:0.0003%以上0.0050%以下
を含有することを特徴とする前記1乃至4のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。
Ni:0.05%以上2.0%以下および
Cu:0.05%以上2.0%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする前記1乃至5のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。
Ca:0.001%以上0.005%以下および
REM:0.001%以上0.005%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする前記1乃至6のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明に従う高強度鋼板は、Cを0.10質量%(以下、鋼板成分を表す場合は、単に%で示す。)以上含有する成分組成に調整した鋼片を、熱間圧延し、ついで必要に応じて冷間圧延する工程により作製して素材鋼板とするが、これらの工程において特に制限はなく、常法に従って行えば良い。
まず、鋼片を、1000℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、870℃以上950℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40%以上90%以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
なお、本発明に用いる素材鋼板を製造するには、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略することができる。
かようにして得られた素材鋼板を、本発明に従い、以下の工程で高強度鋼板とする。
同図に示したように、本発明では、鋼板を、オーステナイト単相域または(オーステナイト+フェライト)2相域に加熱して焼鈍する。焼鈍温度に関しては、(オーステナイト+フェライト)2相域以上の温度であれば特に限定はないが、焼鈍温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる鋼板を構成する各組織の粒径の粗大化を引き起こして靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は1000℃以下とすることが好ましい。
上記の冷却は、鋼板を、Ms未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。ここで、第1温度域の下限がMs−150℃未満となった場合、未変態オーステナイトが、この時点でほとんど全てマルテンサイト化してしまう。そのため、残留オーステナイトなど加工性の向上に有効な組織を活用することが出来なくなる。
一方、第1温度域の上限がMs点以上となった場合、冷却の停止時において、鋼板にマルテンサイトは生成しておらず、後の昇温過程で生じる焼戻しマルテンサイト量を確保できなくなる。従って、T1を設定するための第1温度域の温度範囲は、Ms未満、Ms−150℃以上の範囲とする。
なお、本発明では、上記第1温度域に到達するまでの鋼板の冷却速度は特に規定しないが、平均冷却速度が3℃/sに満たないと、ポリゴナルフェライトの過剰な生成や成長、また、パーライト等が析出し、所望の鋼板組織を得られないおそれがある。従って、焼鈍温度から第1温度域までの平均冷却速度は、3℃/s以上とすることが好ましい。
なお、最冷部位の実温度を測定するためには、鋼板温度の板幅方向全体に渡って温度分布を確認することができる温度計を具備している設備が望ましい。しかし、具備していない設備でも、上述したように、試験通板を行った時に求めた最冷部位の箇所の温度を測定して制御することで、本発明に従う熱処理条件に制御することができる。
また、本発明において、保持中の板温を、T1〜T1+15℃の温度域に保つには、例えば、板幅方向を数ブロックに分割し、各々のブロックで板温をフィードバック制御することが有効である。
その理由は明確ではないが、鋼板の板厚方向や通板速度幅方向に対する温度のバラツキなどにより鋼板内の温度がMs点から過冷され、例え鋼板内でのマルテンサイトの生成量にバラツキが生じたとしても、上記した処理を施すことによって、鋼板内でのマルテンサイトの生成量を安定させることができ、その結果として、鋼板全体でマルテンサイト変態量が均一化し、鋼板の機械的特性の安定化が図れるものと発明者らは考えている。
かかる処理の温度域に限定はないが、マルテンサイトの焼戻し効率を考えた場合、200℃以上であることが望ましい。また、冷却停止温度が200℃以上である場合は、その温度域で保持することで、上記した昇温を省略することも可能である。また、昇温温度の上限は570℃を超えると、未変態オーステナイトから炭化物が析出して、所望の組織が得られないおそれがあるため570℃以下が望ましい。
なお、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。
まず、鋼板をめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。この時、めっき浴中の溶解Al量は、溶融亜鉛めっき処理にあっては0.12%以上0.22%以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっき処理にあっては0.08%以上0.18%以下の範囲とすることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴の温度は通常の450℃以上500℃以下の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合は、合金化時の温度は570℃以下とすることが好ましい。
ここに、合金化温度が570℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が析出したり、場合によってはパーライトが生成するため、強度や加工性またはその両方が得られず、また、めっき層のパウダリング性も劣化するおそれがある。一方、合金化時の温度が450℃未満では合金化が進行しない場合があるため、450℃以上とすることが好ましい。
めっき層の合金化度(Fe質量%(Fe含有量))は7%以上15%以下の範囲が好ましい。めっき層の合金化度が7%未満では、合金化ムラが生じ外観品質が劣化したり、めっき層中にいわゆるζ相が生成され鋼板の摺動性が劣化したりする。一方、めっき層の合金化度が15%を超えると、硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。
次に、本発明の製造方法の素材として好適な鋼板の成分組成について述べる。
前述したとおり、本発明では、少なくとも0.10%のCを必要とする。
しかしながら、C量が0.73%を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しくなり溶接性が劣化しやすくなる。従って、上限値は0.73%以下とすることが好ましい。より好ましくは、0.15%を超え0.48%以下の範囲である。
Siは、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する有用な元素である。しかしながら、Si量が3.0%を超えると、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライト中への固溶量が増加し、加工性、靭性の劣化を招く。また、溶融めっきを施す場合には、Si量が3.0%を超えると、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす。従って、Si量は3.0%以下が好ましい。より好ましくは2.6%以下である。さらに好ましくは、2.2%以下である。
また、Siは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であることから、Si量は0.5%以上とすることが好ましいが、炭化物の生成をAlのみで抑制する場合には、Siは添加する必要はなく、Si量は0%であっても良い。
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。Mn量が0.5%未満では、焼鈍後の冷却中にベイナイトやマルテンサイトが生成する温度よりも高い温度域で炭化物が析出するため、鋼の強化に寄与する硬質相の量を確保することができない。一方、Mn量が3.0%を超えると、鋳造性が劣化するおそれがある。従って、Mn量は0.5%以上3.0%以下の範囲が好ましい。より好ましくは1.5%以上2.5%以下の範囲とする。
Pは、鋼の強化に有用な元素であるが、P量が0.1%を超えると、粒界偏析により脆化して耐衝撃性を劣化させる。また、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度を遅延させてしまう。従って、P量は0.1%以下が好ましい。より好ましくは0.05%以下である。
なお、P量は、極力低減することが好ましいが、0.005%未満とするためには大幅な精製コストの増加を引き起こすため、その下限は0.005%程度とする。
Sは、MnSを生成して介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、S量を極力低減することが好ましい。しかしながら、S量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くことから、S量は0.07%程度までは許容される。好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.01%以下である。なお、Sは0.0005%未満とするには大きなコストの増加を伴うため、その下限は0.0005%程度とする。
Alは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。Al量が3.0%を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。従って、Al量は3.0%程度までは許容される。好ましくは、2.0%以下である。
また、Alは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であり、脱酸効果もある。その効果を発現させるために、Al量は0.001%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005%以上とする。
なお、本発明におけるAl量とは、脱酸後に鋼板中に含有するAl量を意味する。
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、0.010%程度までは許容される。なお、Nを0.001%未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、その下限は0.001%程度とする。
Cr:0.05%以上5.0%以下、V:0.005%以上1.0%以下、Mo:0.005%以上0.5%以下のうちから選ばれる1種または2種以上
Cr、VおよびMoは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。その効果は、Cr:0.05%以上、V:0.005%以上およびMo:0.005%以上で得られる。一方、Cr:5.0%、V:1.0%およびMo:0.5%を超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となって、高強度となり、それに伴って脆くなる。従って、Cr、VおよびMoを含有させる場合には、Cr:0.05%以上5.0%以下、V:0.005%以上1.0%以下およびMo:0.005%以上0.5%以下の範囲とする。
TiおよびNbは鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が0.01%以上で得られる。一方、それぞれの含有量が0.1%を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、TiおよびNbを含有させる場合は、Ti:0.01%以上0.1%以下およびNb:0.01%以上0.1%以下の範囲とする。
Bは、オーステナイト粒界からフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果は0.0003%以上の含有で得られる。一方、含有量が0.0050%を超えると加工性が低下する。従って、Bを含有させる場合は、B:0.0003%以上0.0050%以下の範囲とする。
NiおよびCuは、鋼の強化に有効な元素である。また、鋼板に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、鋼板表層部の内部酸化を促進してめっき密着性を向上する効果も持っている。これらの効果は、それぞれの含有量が0.05%以上で得られる。一方、それぞれの含有量が2.0%を超えると、鋼板の加工性を低下させる。従って、NiおよびCuを含有させる場合には、Ni:0.05%以上2.0%以下およびCu:0.05%以上2.0%以下の範囲とする。
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有用である。その効果は、それぞれの含有量が0.001%以上とした場合に得られる。一方、それぞれの含有量が0.005%を超えると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥などを引き起こす。従って、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca:0.001%以上0.005%以下およびREM:0.001%以上0.005%以下の範囲とする。
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、以下の実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の範囲内で構成を変更しても、本発明の効力を発現することは言うまでもない。
なお、熱処理温度(焼鈍処理温度)は、試料No.4を除いて、全てオーステナイト単相域または(オーステナイト+フェライト)2相域の温度とした。
めっき処理を施さない鋼板には熱処理後直接に、また、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板にはこれらの処理の後に、それぞれ圧延率(伸び率):0.3%の調質圧延を施した。
引張試験は、鋼板の圧延方向に対して垂直な方向から採取したJIS5号試験片を用いて、JISZ2241に準拠して行った。TS(引張強さ)、T.EL(全伸び)を測定し、強度と全伸びの積(TS×T.EL)を算出して、強度と加工性(延性)のバランスを評価した。なお、TS×T.EL≧20000(MPa・%)であれば、強度−伸びバランスが良好といえる。
限界穴拡げ率λ(%)={(Df−D0)/D0}×100 ・・・(1)
ただし、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)とする。
また、このようにして測定したλを用いて強度と限界穴拡げ率の積(TS×λ)を算出して、強度と伸びフランジ性のバランスを評価した。
なお、TS×λ≧25000(MPa・%)であれば、伸びフランジ性は良好といえる。
試料No.2および3はT1が第1温度域の範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ(TS)は980MPa以上を満足するものの、TS×T.EL≧20000MPa・%およびTS×λ≧25000MPa・%のいずれかを満足しなかった。
試料No.6は、最冷部の温度が保持中に目標温度を下回り適正範囲外の温度となり、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ(TS)≧980MPaを満足するものの、TS×T.EL≧20000MPa・%を満足しなかった。
試料No.7は、C含有量が本発明の適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、所望の特性を得ることができなかった。
さらに、表1の鋼種Aを用い、表4に示す条件で熱処理した。それぞれの場合における機械的特性およびそのバラツキについて調べた結果を表5に示す。なお、鋼板の機械的特性のバラツキは、圧延方向長さ:1000mmの範囲内から圧延方向長さ40mm×幅250mmに切断した材料を、両最エッジ部から鋼板中央部にかけて評価部が幅方向に均等に分散するように20枚採取し、JIS5号試験片に加工後、引張り試験を行った。引張強さおよびT.ELの標準偏差σがそれぞれ10MPa以下および2.0%以下である場合を良好と判断した。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.10%以上0.73%以下、
Si:3.0%以下、
Mn:0.5%以上3.0%以下、
P:0.1%以下、
S:0.07%以下、
Al:3.0%以下および
N:0.010%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成からなる鋼板を、
オーステナイト単相域または(オーステナイト+フェライト)2相域に加熱後、マルテンサイト変態開始温度Msを指標として、Ms未満、Ms-150℃以上の温度域に目標とする冷却停止温度を設けて冷却し、未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させたのち、昇温してマルテンサイトの焼戻しを行うことによる高強度鋼板の製造に際し、上記鋼板の板幅方向にわたる最冷部位を、目標とする冷却停止温度から(冷却停止温度+15℃)の温度域に、15秒以上100秒以下の時間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼板を、前記オーステナイト単相域または(オーステナイト+フェライト)2相域に加熱した後の、前記焼戻し工程またはその後の工程において、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記鋼板がさらに、質量%で、
Cr:0.05%以上5.0%以下、
V:0.005%以上1.0%以下および
Mo:0.005%以上0.5%以下
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼板がさらに、質量%で、
Ti:0.01%以上0.1%以下および
Nb:0.01%以上0.1%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼板がさらに、質量%で、
B:0.0003%以上0.0050%以下
を含有することを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼板がさらに、質量%で、
Ni:0.05%以上2.0%以下および
Cu:0.05%以上2.0%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする請求項1乃至5のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記成分組成がさらに、質量%で、
Ca:0.001%以上0.005%以下および
REM:0.001%以上0.005%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする請求項1乃至6のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。
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