WO2007132600A1 - 超高強度鋼板及び超高強度鋼板を用いた自動車用強度部品 - Google Patents

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Hideyuki Sasaoka
Masamoto Ono
Eizaburou Nakanishi
Yoshio Okada
Tadanobu Inoue
Yuuji Kimura
Kotobu Nagai
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Nissan Motor Co., Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel plate excellent in formability and delayed fracture resistance, and an automotive strength component using the ultra-high strength steel plate.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Non-Patent Document 1 reports that the TRIP steel sheet promotes slow breakage due to work-induced transformation of retained austenite.
  • Patent Document 1 proposes a high-strength steel sheet with improved delay resistance by forming precipitates such as niobium (Nb); however, there is no knowledge about formability. It is not described, and there is a demand for both slow resistance in ultra high strength steel sheets;
  • Non-Patent Document 1 Yamazaki et al., “Effects of retained austenite and strain on delayed fracture characteristics of ultra-high-strength cold-rolled steel sheets”, Tetsu-Tamaoka, 1997, Vol83, No. 11, p66— 71
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2005-68548
  • the present invention has been made in view of such problems of the prior art, and is an ultra-high strength steel sheet having excellent formability and delayed fracture resistance, and for an automobile using the ultra-high strength steel sheet.
  • the object is to provide strength parts.
  • the present inventors have decided that the base structure of the steel sheet is any one of lower bainite, tempered lower bainite, and tempered martensite, and refines the prior austenite grain size.
  • the inventors have found that the above problems can be solved, and have completed the present invention.
  • C 0.1 to 0.40 mass%
  • Cr 0.01 to 3.5 mass%
  • Mo 0.10 based on the mass of the steel sheet. . to 2 0 wt%
  • W 0. 20 ⁇ : L 5 mass 0/0
  • V 0. 002 to 1 0 weight 0 / o
  • Ti 0. 0. 002 ⁇ 1 0 mass 0/0
  • Nb Nb
  • the balance Is a super high strength steel plate composed of Fe and inevitable impurities, whose base structure is either lower bainite, tempered lower bainite, or tempered martensite, the prior austenite grain size is 30 m or less, and the tensile strength is 980 MPa or more. Is provided.
  • a strength component for automobiles using the ultra high strength steel sheet is provided.
  • FIG. 1 is a stress-strain diagram obtained by a tensile test using a plate-shaped test piece.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a deep drawing test outline and a method of calculating a limit deep drawing ratio LDR, which is a deep drawing index.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing an outline of the overhang test and a forming limit height LDH as an overhang index.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing an outline of a hat bending test.
  • FIG. 5 is a schematic diagram showing a wall warp amount (curvature) as a shape freezing index.
  • the ultra-high strength steel sheet of the present invention comprises molybdenum (Mo), tungsten (W), vanadium (V), titanium (Ti), niobium (Nb), or any combination thereof.
  • Mo molybdenum
  • W tungsten
  • V vanadium
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • the base structure of the steel plate is either lower bainite, tempered lower bainite, or tempered martensite, and the prior austenite grain size is 30 m or less.
  • the base structure of the steel sheet is any one of lower bainite, tempered lower bainite, and tempered martensite, which are hard phases
  • the tensile strength of the steel sheet becomes 980 MPa or more.
  • the tensile strength of the steel sheet is more preferably 1180 MPa or more.
  • tempered lower baitite is generally manufactured by heating to a temperature of 1100 ° C or higher, then rolling at a finishing temperature of 850 ° C or higher, a reduction ratio of 30% or higher, and holding at 300 ° C to 500 ° C. It can be obtained under the tempering conditions of 400 ° C to 700 ° C.
  • tempered martensite is heated to a temperature of 1100 ° C or higher, finished at a temperature of 850 ° C or higher, rolled at a rolling reduction of 30% or higher, and maintained at 150 ° C to 300 ° C. It can be obtained by tempering conditions of ° C to 700 ° C.
  • the prior austenite grain size of the steel sheet is reduced to 1 to 30 / ⁇ ⁇ . If the prior austenite grain size exceeds, it will not be possible to improve the deep drawability, stretchability and shape freezing properties of the steel sheet. If the prior austenite grain size is less than L m, the mechanical properties of the steel sheet are likely to deteriorate, and the production tends to be difficult. In order to further improve the deep drawability, stretchability, and shape freezing properties of steel sheets, and to satisfy the formability required when forming automotive parts using steel sheets, the average prior austenite grain size should be 3 It is preferable that the thickness be ⁇ 10 ⁇ m.
  • the ultra-high-strength steel sheet of the present invention is based on the total mass of the steel sheet, with carbon (C): 0.10 to 0.40%, chromium (Cr): 0.01 to 3.5%, Molybdenum (Mo): 0.10 to 2.0%, Tungsten (W): 0.20 to L: 5%, Nonadium (V): 0.002 to 1.0%, Titanium (Ti): 0.002 ⁇ 1.0% and niobium (Nb): 0.005-1.
  • the ultra-high strength steel sheet preferably further contains one or both of copper (Cu): 0.1 to 3.0% and nickel (Ni): 0.1 to 3.0% as additive components.
  • ultra-high-strength steel sheets contain silicon (Si) as an additive component: 0.0 It is preferable to further contain one or both of 1 to 2.5% and manganese (Mn): 0.1 to 1.0%.
  • the ultra high strength steel sheet preferably further contains aluminum (A1): 0.001-0. 1% as an additive component.
  • Carbon (C) is the most effective element for increasing the strength of the steel sheet. In order to obtain a steel sheet strength of 980 MPa or more, it is preferable to contain 0.10% or more of C. If it exceeds 0.4%, the toughness tends to be deteriorated, so the C content is 0.10 to 0. 40%.
  • Chromium (Cr) is an element effective for improving the hardenability of the steel sheet, and is an element effective for increasing the strength of the steel sheet by dissolving in cementite. It is preferable to contain at least 0.01% or more of Cr. It is more preferable to contain 1% or more of Cr. However, if excessively added, the effect is saturated and the toughness is lowered, so the upper limit of the Cr content is 3.5%.
  • Molybdenum (Mo) is an important element in the ultra-high-strength steel sheet of the present invention. In addition to improving hardenability, it is effective for fine graining by forming an alloy carbide, It is also effective for replacement. If the Mo content is less than 0.10%, formation of alloy carbide tends to be difficult. On the other hand, since Mo is an expensive alloy element, the Mo content is set to 0.1 to 2.0%.
  • W content is 0.20% to 1.5%
  • content is 0.002% to 1.0%
  • 1 content is 0.002% to 1.0%
  • Nb content is 0.005% to 1.
  • Phosphorus lowers the grain boundary strength of the steel sheet, so it is preferable to remove it as much as possible.
  • the upper limit of the P content is 0.02%.
  • S Sulfur
  • the upper limit of the S content is 0.01%.
  • Copper (Cu) is effective for strengthening the steel sheet, and since its own fine precipitation contributes to suppression of delayed fracture, it is preferable to contain 0.1% or more of Cu. However, excess accessory must be processed The upper limit of the Cu content is preferably 3.0%.
  • Nickel (Ni) is an element that can secure the strength of the steel sheet by enhancing the hardenability of the steel sheet and is effective in improving the corrosion resistance. If the content is less than 1%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, the cacheability deteriorates. Therefore, the Ni content is preferably 0.1 to 3.0%. .
  • Si is an element effective for deoxidation and strength increase. It is preferable that the Si content is 0.2% or more including those added as deoxidizers and remaining in the steel. However, since excessive loading force may cause toughness deterioration, the upper limit of Si content is preferably 2.5%.
  • Manganese (Mn) is an effective element for increasing the strength of a steel sheet. If it is less than 1%, it is difficult to obtain a desired effect. On the other hand, excessive addition may promote toughness deterioration just by promoting co-segregation of P and S. Therefore, the Mn content is preferably 0.1 to 1.0%.
  • the ultra-high-strength steel sheet of the present invention has good formability and can be produced from a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.
  • the thickness of the ultra high strength steel sheet is generally 0.5 to 2.3 mm.
  • a zinc-plated surface treatment or film lamination treatment of an ultra-high strength steel sheet may be performed.
  • a high-strength thin steel plate can be formed by any one of press forming (cold press, warm press, hot press), hide mouth forming, and blow forming.
  • a pierced and trimmed cut portion has a high residual stress and a risk of delayed fracture, but the automotive strength component of the present invention has such a cut portion. However, it is effective because there are few delayed fractures.
  • Steel plates of Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 6 were produced using various steel materials. Tables 1 and 2 show the composition of steel materials and the manufacturing conditions of steel plates, respectively. In addition, as for the steels of Comparative Examples 3 to 6 (F, G, H, I), commercially available products were used as they were. For the steel sheets in each example, evaluate the mechanical properties, structure, formability, and delayed fracture property of tensile strength and SD (stress reduction after stretching) in the following manner.
  • Tensile strength ⁇ O IS Z2201 No. 5 test piece was used and evaluated by a tensile test based on JIS Z2241.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a stress-strain diagram by a tensile test using plate-like test pieces such as No. 5 test piece and No. 13 test piece specified in JIS Z 2201. Tensile strength (TS) and breaking response The difference in force was defined as the stress reduction degree (SD), and those with a stress reduction degree (SD) of 180 MPa or more were evaluated as having good toughness.
  • SD stress reduction degree
  • the base structure was evaluated after polishing the cross section, etching with a nital solution, and performing optical microscope 100-1000 times and SEM observation 1000-5000 times.
  • the prior austenite grain size was evaluated according to JIS G0551 for the base structure having the lower bainite.
  • Figure 2 shows an outline of the deep drawing test.
  • the punch diameter is d
  • the diameter ratio DZd is defined as the critical deep drawing ratio LDR.
  • punch shoulder radius 5mm
  • Diameter d 50mm cylindrical punch 4 and die shoulder radius: 7mm die 1 and sheet presser 2
  • punch 4 was moved at a speed of 3 mmZ seconds with a pressing force of 50 kN applied to sheath holder 2.
  • the blank diameter of test piece 3 consisting of the steel plate force of each example was increased, and the blank diameter that could be squeezed without breaking was measured as the maximum blank diameter D.
  • the ratio of punch diameter to maximum blank diameter DZ50 was used to determine the critical deep drawing ratio LDR, and the larger the LDR value, the better the deep drawing performance.
  • Figure 3 shows an overview of the overhang test.
  • the height when molding to the point just before breaking at the ball head overhang is defined as the forming limit height LDH.
  • a test consisting of a ball head punch 4 with a radius of 50 mm, a die 1 with a bead with a die shoulder radius of 5 mm, and a sheet presser 2 is used.
  • the punch 4 was moved at a speed of lOmmZ with a high pressure applied to the presser foot 2 and no material flowing in from the surroundings.
  • the dimension of the test piece 3 consisting of the steel plate force in each example was 200 mm X 200 mm.
  • the travel distance from when the punch 4 contacts the test piece 3 to immediately before breaking was measured as the maximum molding height LDH, and the larger the LDH value, the better the stretchability.
  • Figure 4 shows an outline of the hat bending test for evaluating the shape freezing index.
  • a test tool consisting of punch 4 with a width of 75 mm and a punch shoulder radius of 5 mm, and a die 1 and a sheet presser 2 with a die shoulder radius of 5 mm
  • a pressure of 200 kN is applied to the sheet presser 2 and lOmmZ min.
  • Punch 4 was moved 80mm at the speed of
  • the dimension of the test piece 3 having the steel plate force in each example was set to 300 mm ⁇ 50 mm.
  • the test piece 3 after the hat bending molding was taken out of the testing machine, and the curvature of the test piece 3 was measured by the method shown in FIG. 5. The smaller this value, the better the shape freezing property was evaluated.
  • the ultra high strength steel plates of Examples 1 to 5 have a tensile strength of 980 MPa or more and deep drawability and overhanging sufficient to satisfy the requirements for automotive parts. And freezing shape. In the delayed fracture test No force of cracking. Therefore, it can be said that the ultra high strength steel plates of Examples 1 to 5 have both formability and delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of Comparative Example 1 had a prior austenite grain size that deviated from the scope of the present invention
  • the steel sheet of Comparative Example 2 had a base structure that deviated from the scope of the present invention. A force of 980 MPa or higher.
  • the steel sheets (commercially available) of Comparative Examples 3 to 6 have a base structure and components that deviate from the range power of the present invention, and some have a tensile strength of less than 980 MPa, which is a problem for delayed fracture.
  • the formability was inferior to the ultra-high strength steel plates of Examples 1 to 5.
  • steel plates of Examples 6 to 10 and Comparative Examples 7 to 8 were produced according to the manufacturing conditions of Table 4 and tempering conditions.
  • the mechanical properties, structure, formability, and delayed fracture property of tensile strength and SD (stress reduction after -like elongation) were evaluated in the same manner as described above.
  • the prior austenite grain size was evaluated for the base structure with tempered lower bainite.
  • the ultra-high strength steel plate of Example 6 10 has a tensile strength of 980 MPa or more, and is deeply drawn and stretched enough to satisfy the requirements for automotive parts. The shape was frozen.
  • Example 6 in delayed fracture test Ten ultra-high strength steel sheets Then no cracks occurred. Therefore, it can be said that the ultra-high strength steel sheets of Examples 6 to 10 have both formability and delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of Comparative Example 7 had a prior austenite grain size that deviated from the scope of the present invention, and the steel sheet of Comparative Example 8 had a base structure deviated from the scope of the present invention, so the tensile strength was 980 MPa.
  • the above-mentioned forces were not able to achieve both formability and slowness;
  • the steel plates (commercial products) of Comparative Examples 3 to 6 described above were inferior in formability to the ultra-high strength steel plates of Example 6 to LO.
  • steel plates of Examples 11 to 15 and Comparative Example 9 were produced according to the manufacturing and tempering conditions shown in Table 6.
  • the steel sheets of each example were evaluated in the same manner as described above for the mechanical properties, structure, formability, and delayed fracture property of tensile strength and SD (stress reduction after -like elongation).
  • the prior austenite grain size was evaluated based on the tempered martensite base structure.
  • the ultra-high strength steel plate of Example 11 15 has a tensile strength of 980 MPa or more, and has sufficient deep drawability and stretchability to satisfy the requirements for automotive parts. The shape was frozen.
  • Example 11 15 High strength steel in delayed fracture test The plate was strong without cracks. Therefore, it can be said that the ultra-high strength steel plates of Examples 11 to 15 have both formability and delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of Comparative Example 9 had a prior austenite grain size that deviated from the scope of the present invention, so that the tensile strength was 980 MPa or more, and the formability and slowness were not compatible. It was.
  • the steel sheets (commercial products) of Comparative Examples 3 to 6 described above were inferior in formability to the ultrahigh strength steel sheets of Examples 11 to 15.
  • the base structure of the steel plate is any of lower bainite, tempered lower bainite, and tempered martensite.
  • the prior austenite grain size fine, it has sufficient formability to satisfy the requirements of conventional high-strength steel sheets as automotive parts while having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • improved and delayed fracture resistance is improved, an excellent effect is exhibited.
  • an industrially useful ultra high strength steel plate having both formability and delayed fracture resistance, and an automotive strength part using the ultra high strength steel plate can be obtained.

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Description

明 細 書
超高強度鋼板及び超高強度鋼板を用いた自動車用強度部品
技術分野
[0001] 本発明は、成形性及び耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼板 を用いた自動車用強度部品に関する。
発明の背景
[0002] 近年、自動車の衝突安全性と環境問題の両立を図るために車体を軽量ィ匕するとい う観点から、フロントサイドメンバー、リャサイドメンバー、ロッカー、ビラ一等、複雑な プレス成形が必要となる部品へ超高強度鋼板を適用しょうとする試みが高まっており 、超高強度鋼板における成形性の向上が切望されている。
[0003] 超高強度鋼板について、種々の強化策により材料強度の確保は可能である力 組 織的不均一や硬質相と軟質相の局所的混在などに起因して高強度化に伴い加工性 が大きく低下し、高強度化と成形性の両立は困難であるのが実情であった。また、超 高強度鋼板は 1180MPa以上の強度になると、水素脆ィ匕による遅; |τ¾壊という新た な弊害が生じることが知られて 、る。
[0004] このような背景から、成形性の優れた高強度鋼板として、加工変形により残留ォー ステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる TRIP (Transform ation Induced Plasticity：加工誘起塑性）鋼板が注目されて ヽる。
[0005] し力しながら、非特許文献 1には、 TRIP鋼板にぉ 、ても残留オーステナイトの加工 誘起変態に起因して遅; ίτ¾壊が助長されることが報告されている。
[0006] 特許文献 1には、ニオブ (Nb)などの析出物等を形成することにより耐遅; |τ¾壊性 を向上させた高強度鋼板が提案されているが、成形性に関する知見は一切記載され ておらず、超高強度鋼板における耐遅; ίτ¾壊性と成形性の両立が求められている。
[0007] 非特許文献 1 :山崎ら、「超高強度冷延鋼板の遅れ破壊特性に及ぼす残留オーステ ナイトと歪の景響」、鉄とま岡、 1997年、 Vol83、 No. 11、 p66— 71
特許文献 1：特開 2005 - 68548号公報
発明の概要 [0008] 本発明は、このような従来技術の課題に鑑みてなされたものであり、優れた成形性 及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及び超高強度鋼板を用いた自動 車用強度部品を提供することを目的とする。
[0009] 本発明者らは、鋭意研究開発を重ねた結果、鋼板の基地組織を下部べイナイト、 焼戻し下部べイナイト、焼戻しマルテンサイトのいずれかとし、旧オーステナイト粒径 を細粒ィ匕することにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに 至った。
[0010] 即ち、本発明の特徴によれば、鋼板質量を基準として、 C : 0. 10〜0. 40質量％と 、Cr: 0. 01〜3. 5質量％と、 Mo : 0. 10〜2. 0質量％、W: 0. 20〜： L 5質量0 /0、 V : 0. 002〜1. 0質量0 /o、Ti: 0. 002〜1. 0質量0 /0及び Nb : 0. 005〜1. 0質量0 /0力 ら成る群より選ばれた少なくとも 1つと、不純物として P : 0. 02質量％以下と S : 0. 01 質量％以下と、を含有し、残部は Fe及び不可避的不純物からなり、基地組織が下部 ベイナイト、焼戻し下部べイナイト、焼戻しマルテンサイトのいずれかであり、旧オース テナイト粒径が 30 m以下、引張強度が 980MPa以上である超高強度鋼板が提供 される。
[0011] また、本発明の特徴によれば、当該超高強度鋼板を用いた自動車用強度部品が 提供される。
図面の簡単な説明
[0012] [図 1]板状試験片を用いた引張試験による応力 歪線図である。
[図 2]深絞り試験概要及び深絞り指標である限界深絞り比 LDRの算出方法を示す概 略図である。
[図 3]張出し試験概要並びに張出し指標である成形限界高さ LDHを示す概略図で ある。
[図 4]ハット曲げ試験概要を示す概略図である。
[図 5]形状凍結指標である壁ソリ量（曲率)を示す概略図である。
詳細な説明
[0013] まず、本発明の超高強度鋼板について詳細に説明する。以下の記載において、濃 度、含有量、充填量などについての「％」は、特記しない限り質量百分率を表すもの とする。
[0014] 本発明の超高強度鋼板は、モリブデン (Mo)、タングステン (W)、バナジウム (V)、 チタン (Ti)、ニオブ (Nb)、又はこれらの元素を任意の組合せで含有して成る。また、 鋼板の基地組織は下部べイナイト、焼戻し下部べイナイト、焼戻しマルテンサイトのい ずれかとし、旧オーステナイト粒径は 30 m以下にする。
[0015] 鋼板の基地組織を硬質相である下部べイナイト、焼戻し下部べイナイト、焼戻しマ ルテンサイトのいずれかとすることにより、鋼板の引張強度が 980MPa以上になる。 鋼板の引張強度は 1180MPa以上であることがより好ましい。尚、焼戻し下部べイナ イトは、一般的に、 1100°C以上の温度に加熱後、 850°C以上の仕上げ温度、圧下 率 30%以上で圧延、 300°C〜500°Cで保持の製造条件、 400°C〜700°Cの焼戻し 条件により得ることができる。焼戻しマルテンサイトは、一般的に、 1100°C以上の温 度に加熱後、 850°C以上の仕上げ温度、圧下率 30%以上で圧延、 150°C〜300°C で保持の製造条件、 550°C〜700°Cの焼戻し条件により得ることができる。
[0016] 鋼板の旧オーステナイト粒径は 1〜30 /ζ πιに細粒ィ匕される。旧オーステナイト粒径 が を超えると、鋼板の深絞り性、張出し性、形状凍結性の向上が見込めなく なる。旧オーステナイト粒径が: L m未満では、鋼板の機械的性質が劣化し易い上、 製造も困難となり易い。鋼板の深絞り性、張出し性、形状凍結性をより向上させて、鋼 板を用いて自動車部品を成形する際に要求される成形性を満足させるためには、平 均旧オーステナイト粒径を 3〜10 μ mとすることが好適である。
[0017] 超高強度鋼板の組成について以下に詳細に説明する。
[0018] 本発明の超高強度鋼板は、鋼板の全質量を基準として、炭素 (C) : 0. 10〜0. 40 %と、クロム（Cr) : 0. 01〜3. 5%と、モリブデン（Mo) : 0. 10〜2. 0%、タングステン (W) : 0. 20〜： L 5%、ノナジゥム（V) : 0. 002〜1. 0%、チタン (Ti) : 0. 002〜1. 0%及びニオブ (Nb) : 0. 005-1. 0%力も成る群より選ばれた少なくとも 1つと、不 純物としてリン (P) : 0. 02%以下と硫黄 (S) : 0. 01%以下と、を含有し、残部は実質 的に鉄 (Fe)及び不可避的不純物からなる。超高強度鋼板は、添加成分として、銅（ Cu) : 0. 1〜3. 0%、ニッケル（Ni) : 0. 1〜3. 0%のいずれか一方又は双方を更に 含有することが好ましい。また、超高強度鋼板は、添加成分としてシリコン (Si) : 0. 0 1〜2. 5%、マンガン（Mn) : 0. 1〜1. 0%のいずれか一方又は双方を更に含有す ることが好ましい。超高強度鋼板は、添加成分としてアルミニウム (A1) : 0. 001-0. 1%を更に含有することが好ましい。
[0019] 上記の組成により、微細な合金炭化物が形成されて、成形性を確保しつつ耐遅れ 破壊性に優れる鋼板が得られる。
[0020] 炭素（C)は鋼板の強度増加に最も有効な元素である。 980MPa以上の鋼板強度 を得るためには 0. 10%以上の Cを含有することが好適である力 0. 4%を超えると 靭性劣化を招き易いことから、 C含有量は 0. 10〜0. 40%とする。
[0021] クロム（Cr)は鋼板の焼入れ性向上に有効な元素であると共に、セメンタイト中に固 溶して鋼板の強度増加に有効な元素である。少なくとも 0. 01%以上の Crを含有さ せることが好適である。 1%以上の Crを含有させることがより好ましいが、過剰に添カロ するとその効果が飽和すると共に靭性が低下してしまうため、 Cr含有量の上限は 3. 5%とする。
[0022] モリブデン (Mo)は本発明の超高強度鋼板にお!、て重要な元素であり、焼入れ性 向上の他、合金炭化物を形成することで微細粒化に有効であると共に、水素の置換 にも有効である。 Mo含有量が 0. 10%未満では、合金炭化物の形成が困難になり 易い。一方、 Moは高価な合金元素であるため、 Mo含有量は 0. 1〜2. 0%とする。
[0023] タングステン (W)、バナジウム（V)、チタン（Ti)及びニオブ（Nb)につ!/、ても、 Moと 同様な添加効果を示すことから、鋼板の成形性を確保しつつ良好な耐遅; «壊性を 得るために、 Mo、 W、 V、 Ti、 Nbのうち少なくとも 1元素を含有させればよい。 W含有 量は 0. 20%〜1. 5%、 含有量は0. 002%〜1. 0%、1含有量は0. 002%〜1. 0%、 Nb含有量は 0. 005%〜1. 0%とする。
[0024] リン ）は鋼板の粒界強度を低下させるため、極力取り除くことが好ましぐ P含有量 の上限は 0. 02%とする。
[0025] 硫黄 (S)も鋼板の粒界強度を低下させるため、極力取り除くことが好ましぐ S含有 量の上限は 0. 01%とする。
[0026] 銅 (Cu)は鋼板の強化に有効である上、自身の微細析出は遅れ破壊の抑制にも寄 与するため、 0. 1%以上の Cuを含有させることが好ましい。但し、過剰な添カ卩は加工 性の劣化を招くことから、 Cu含有量の上限は 3. 0%とすることが好ましい。
[0027] ニッケル (Ni)は鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板強度を確保できると共に、 耐食性の向上に有効な元素である。 0. 1%未満では所望の効果が得られず、一方、 3. 0%を越えるとカ卩ェ性が悪くなることから、 Ni含有量は 0. 1〜3. 0%とすることが 好ましい。
[0028] シリコン (Si)は脱酸及び強度増加に有効な元素である。脱酸材として添加したもの で鋼中に残るものも含め、 Si含有量を 0. 2%以上とすることが好ましい。但し、過剰 な添力卩は靭性劣化を起す場合があるため、 Si含有量の上限は 2. 5%とすることが好 ましい。
[0029] マンガン (Mn)は、鋼板の強度増加に有効な元素である。 0. 1%未満では所望の 効果が得られにくい。一方、過剰な添加は P、 Sの共偏析を助長するだけでなぐ靭 性劣化を起すことがあるため、 Mn含有量は 0. 1〜1. 0%含有することが好ましい。
[0030] アルミニウム (A1)は脱酸のため添加する力 添加量が多過ぎると介在物が増加して 加工性が劣化するため、 A1含有量は 0. 001-0. 1%とすることが好ましい。
[0031] 本発明の超高強度鋼板は、成形性が良好であることから、熱延鋼板又は冷延鋼板 で作製することができる。超高強度鋼板の板厚は、一般的に、 0. 5〜2. 3mmである 。また、成分設計の観点から、超高強度鋼板の亜鉛めつき表面処理やフィルムラミネ ート処理を施してもよい。
[0032] 次に、本発明の自動車用強度部品について説明する。
[0033] 本発明の自動車用強度部品は、上述の超高強度薄鋼板を用いて成るため、成形 性及び耐遅れ破壊性が共に優れる。具体的には、プレス成形 (冷間プレス、温間プ レス、熱間プレス）、ハイド口成形、ブロー成形のいずれかの方法により高強度薄鋼板 を成形して得ることができる。
[0034] 通常、ピアス、トリム加工した切断加工部は、残留応力が高く遅れ破壊の危険が高 くなるが、本発明の自動車用強度部品は、そのような切断加工部を有している場合で も遅れ破壊が少な 、ので有効である。
実施例
[0035] 以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら 実施例に限定されるものではな 、。
[0036] 実施例 1〜5及び比較例 1〜6
各種鋼材を用いて実施例 1〜5、比較例 1〜6の鋼板を作製した。鋼材の成分組成 及び鋼板の製造条件をそれぞれ表 1及び表 2に示す。尚、比較例 3〜6 (F, G, H, I )の鋼は市販品をそのまま使用した。各例の鋼板について、引張強度や SD (—様伸 び後の応力低下度)の機械的特性、組織、成形性、遅れ破壊性を下記の要領で評 価し 7こ。
[0037] [表 1]
Figure imgf000008_0001
g
IDS s o
製造条件
O o O
仕率冷却上保^。秒ミ ί圧 ：）下
g
on o o O
σ> σ
g
s s 8
IDS
a m
[0039] 1.機械特性値
(1)引張強度
引張強度 ίお IS Z2201の 5号試験片を用い、 JIS Z2241に準拠した引張試験に より評価した。
[0040] (2)応力低下度（SD)
図 1は、 JIS Z 2201に規定される 5号試験片ゃ 13号試験片などの板状試験片を 用いた引張試験による応力—歪線図を示す模式図である。引張強さ (TS)と破断応 力の差を応力低下度（SD)と定義し、応力低下度（SD)が 180MPa以上の値を有す るものは良好な靭延性を有して 、ると評価した。
[0041] 2.組織
(1)基地組織
基地組織は、断面を研磨後、ナイタール溶液によりエッチングし、光学顕微鏡 100 〜1000倍及び SEM観察 1000〜5000倍を行って評価した。
[0042] (2)旧オーステナイト粒径
旧オーステナイト粒径は、基地組織が下部べイナイトのものについて、 JIS G0551 に準拠して評価した。
[0043] 3.成形性
成形性は、複雑なプレス成形が必要な自動車用部品への適用を念頭に置き、深絞 り性、張出し性、形状凍結性から、「〇(優)」、「△ (普通)」、「X (悪)」の 3段階での総 合評価を行った。深絞り性、張出し性、形状凍結性の評価はそれぞれ下記の要領で 実施した。
[0044] (1)深絞り性
図 2に深絞り試験概要を示す。深絞り試験では、円筒絞りにおいて破断することなく 絞り抜ける最大ブランク直径を D、ポンチ直径を dとした場合、ポンチ直径と最大ブラ
P
ンク直径の比 DZdを限界深絞り比 LDRと定義する。ここでは、ポンチ肩半径： 5mm
P
、直径 d : 50mmの円筒ポンチ 4と、ダイ肩半径： 7mmのダイ 1及びシヮ押さえ 2で構
P
成される試験工具を用い、シヮ押さえ 2に 50kNの加圧力を与えた状態で、 3mmZ 秒の速度でポンチ 4を移動させた。各例の鋼板力 成る試験片 3のブランク直径を大 きくしていき、破断することなく絞りきることのできるブランク直径を最大ブランク直径 D として測定した。ポンチ直径と最大ブランク直径の比 DZ50から限界深絞り比 LDRを 求め、 LDRの値が大き 、ほど深絞り性が良 、と評価した。
[0045] (2)張出し性
図 3に張出し試験概要を示す。張出し試験では、球頭張出しにおいて破断する直 前まで成形したときの高さを成形限界高さ LDHと定義する。ここでは、半径 50mmの 球頭ポンチ 4と、ダイ肩半径 5mmのビードつきダイ 1及びシヮ押さえ 2で構成される試 験工具を用い、シヮ押さえ 2に高い加圧力を与え材料が周りから流入しない状態で、 lOmmZ分の速度でポンチ 4を移動させた。各例の鋼板力 成る試験片 3の寸法は 200mm X 200mmとした。ポンチ 4が試験片 3に接触してから、破断する直前までの 移動距離を最大成形高さ LDHとして測定し、 LDHの値が大きいほど張出し性が良 いと評価した。
[0046] (3)形状凍結性
図 4に形状凍結性指標を評価するためのハット曲げ試験概要を示す。ここでは、幅 75mm,ポンチ肩半径 5mmのポンチ 4と、ダイ肩半径 5mmのダイ 1及びシヮ押さえ 2 で構成される試験工具を用い、シヮ押さえ 2に 200kNの加圧力を与え、 lOmmZ分 の速度でポンチ 4を 80mm移動させた。各例の鋼板力も成る試験片 3の寸法は 300 mm X 50mmとした。ハット曲げ成形後の試験片 3を試験機から取り出して、図 5に示 す方法で試験片 3の曲率を測定し、この値が小さいほど形状凍結性が良いと評価し た。
[0047] 4.遅; |τ¾壊性
遅; ίτ¾壊性は、各例の鋼板カゝら成る lOOmm X 50mmの短冊試験片をハット曲げ 試験機で曲げ、曲げ戻し加工したあと壁部にピアス加工を行い、高い残留応力を持 たせた試験片を 0. lmolZm3の塩酸水溶液に 100時間浸したときの亀裂の有無に よって、「〇（亀裂なし)」、「X (亀裂あり）」で評価した。
[0048] 評価結果を表 3に示す。
[0049] [表 3]
K$ Y Y ΥΤ【お〕itΙ91^ ώη i :,,
Figure imgf000012_0001
表 3に示すように、実施例 1〜5の超咼強度鋼板は、引張強度が 980MPa以上の 強度を示し、且つ自動車用部品としての要求を満足するのに十分な深絞り性、張出 し性、形状凍結性を示した。遅れ破壊試験において実施例 1〜5の超高強度鋼板で は亀裂が発生しな力つた。従って、実施例 1〜5の超高強度鋼板は成形性と耐遅れ 破壊性を兼ね備えていると言える。これらに対して、比較例 1の鋼板は、旧オーステ ナイト粒径が本発明の範囲から逸脱し、比較例 2の鋼板は、基地組織が本発明の範 囲から逸脱していたため、引張強度は 980MPa以上を示した力 成形性と遅; |τ¾壊 性を両立できな力つた。また、比較例 3〜6の鋼板 (市販品）は、基地組織と成分が本 発明の範囲力 逸脱しており、一部は引張強度が 980MPa未満であり、遅れ破壊性 には問題な力つたが、成形性が実施例 1〜5の超高強度鋼板に対して劣っていた。
[0051] 実施例 6〜10及び比較例 7〜8
表 1の鋼材を用いて、表 4の製造 '焼戻し条件により、実施例 6〜10、比較例 7〜8 の鋼板を作製した。各例の鋼板について、引張強度や SD (—様伸び後の応力低下 度)の機械的特性、組織、成形性、遅れ破壊性を上記同様の要領で評価した。尚、 旧オーステナイト粒径は、基地組織が焼戻し下部べイナイトのものについて評価した
[0052] [表 4]
Figure imgf000014_0001
Figure imgf000014_0002
Figure imgf000015_0001
表 5に示すように、実施例 6 10の超咼強度鋼板は、引張強度が 980MPa以上の 強度を示し、且つ自動車用部品としての要求を満足するのに十分な深絞り性、張出 し性、形状凍結性を示した。遅れ破壊試験において実施例 6 10の超高強度鋼板 では亀裂が発生しなかった。従って、実施例 6〜10の超高強度鋼板は成形性と耐遅 れ破壊性を兼ね備えていると言える。これらに対して、比較例 7の鋼板は、旧オース テナイト粒径が本発明の範囲から逸脱し、比較例 8の鋼板は、基地組織が本発明の 範囲から逸脱していたため、引張強度は 980MPa以上を示した力 成形性と遅; |τ¾ 壊性を両立できな力つた。上述の比較例 3〜6の鋼板 (市販品）は、実施例 6〜： LOの 超高強度鋼板に対しても成形性が劣って ヽた。
[0056] 実施例 11〜 15及び比較例 9
表 1の鋼材を用いて、表 6の製造.焼戻し条件により、実施例 11〜15、比較例 9の 鋼板を作製した。各例の鋼板について、引張強度や SD (—様伸び後の応力低下度 )の機械的特性、組織、成形性、遅れ破壊性を上記同様の要領で評価した。尚、旧 オーステナイト粒径は、基地組織が焼戻しマルテンサイトのものにっ 、て評価した。
[0057] [表 6]
Figure imgf000017_0001
Figure imgf000017_0002
(ddlIAB X X X X X X
9
Figure imgf000018_0001
表 7に示すように、実施例 11 15の超咼強度鋼板は、引張強度が 980MPa以上 の強度を示し、且つ自動車用部品としての要求を満足するのに十分な深絞り性、張 出し性、形状凍結性を示した。遅れ破壊試験において実施例 11 15の超高強度鋼 板では亀裂が発生しな力つた。従って、実施例 11〜15の超高強度鋼板は成形性と 耐遅れ破壊性を兼ね備えていると言える。これらに対して、比較例 9の鋼板は、旧ォ ーステナイト粒径が本発明の範囲から逸脱していたため、引張強度は 980MPa以上 を示した力 成形性と遅; ίτ¾壊性を両立できな力 た。また、上述の比較例 3〜6の 鋼板 (市販品）は、実施例 11〜15の超高強度鋼板に対しても成形性が劣っていた。
[0061] 以上のように、 Mo、 W、 V、 Ti、 Nb又はこれらの元素を任意の組合せで含有し、鋼 板の基地組織を下部べイナイト、焼戻し下部べイナイト、焼戻しマルテンサイトのいず れかとし、旧オーステナイト粒径を細粒ィヒすることにより、引張強度が 980MPa以上 でありながら、従来の高強度鋼板に対して自動車用部品としての要求を満足するの に十分な成形性を示し、且つ耐遅れ破壊性を向上させると!ヽぅ優れた効果が発揮さ れる。これにより、成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた産業上有用な超高強度 鋼板及び当該超高強度鋼板を用いた自動車用強度部品を得ることができる。
[0062] 本発明を具体的な実施例に基づいて説明してきたが、本発明は上記実施例に限 定されるものではなぐその趣旨を逸脱しない範囲で種々の変形'変更を含むもので ある。

Claims

請求の範囲
[1] 鋼板質量を基準として、 C:0.10〜0.40質量％と、 Cr:0.01〜3.5質量％と、 Mo
:0. 10〜2.0質量0 /0、W:0.20〜： L 5質量0 /0、 V:0.002〜1.0質量0 /o、Ti:0.0 02〜： L 0質量％及び Nb:0.005〜1.0質量％力 成る群より選ばれた少なくとも 1 つと、不純物として P:0.02質量％以下と S:0.01質量％以下と、を含有し、残部は Fe及び不可避的不純物からなり、基地組織が下部べイナイトであり、旧オーステナイ ト粒径が 30 m以下、引張強度が 980MPa以上である超高強度鋼板。
[2] 鋼板質量を基準として、 C:0.10〜0.40質量％と、 Cr:0.01〜3.5質量％と、 Mo
:0. 10〜2.0質量0 /0、W:0.20〜： L 5質量0 /0、 V:0.002〜1.0質量0 /o、Ti:0.0 02〜： L 0質量％及び Nb:0.005〜1.0質量％力 成る群より選ばれた少なくとも 1 つと、不純物として P:0.02質量％以下と S:0.01質量％以下と、を含有し、残部は Fe及び不可避的不純物からなり、基地組織が焼戻し下部べイナイトであり、旧オース テナイト粒径が 30 m以下、引張強度が 980MPa以上である超高強度鋼板。
[3] 鋼板の全質量を基準として、 C:0.10〜0.40質量％と、 Cr:0.01〜3.5質量％と 、Mo:0. 10〜2.0質量0 /0、W:0.20〜： L 5質量0 /0、V:0.002〜1.0質量0 /0、Ti: 0.002〜1.0質量％及び Nb:0.005〜1.0質量％力 成る群より選ばれた少なく とも 1つと、不純物として P:0.02質量％以下と S:0.01質量％以下と、を含有し、残 部は Fe及び不可避的不純物からなり、基地組織が焼戻しマルテンサイトであり、旧ォ ーステナイト粒径が 30 m以下、引張強度が 980MPa以上である超高強度鋼板。
[4] 鋼板質量を基準として、 Cu:0. 1〜3.0質量％と Ni:0.1〜3.0質量％の少なくとも いずれか一方を含有することを特徴とする請求項 1〜3のいずれか 1つの項に記載の 超高強度鋼板。
[5] 鋼板質量を基準として、 Si:0.01-2.
Figure imgf000020_0001
.0質量％の少なくと もいずれか一方を含有することを特徴とする請求項 1〜4のいずれか 1つの項に記載 の超高強度鋼板。
[6] 鋼板質量を基準として、 A1:0.001%〜0.1%を含有することを特徴とする請求項 1
〜5のいずれか 1つの項に記載の超高強度鋼板。
[7] 平均旧オーステナイト粒径が 3〜10 mであることを特徴とする請求項 1〜6のいず れか 1つの項に記載の超高強度鋼板。
[8] 熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする請求項 1〜7のいずれか 1つの項に 記載の超高強度鋼板。
[9] 亜鉛めつきの表面処理を施したことを特徴とする請求項 1〜8のいずれか 1つの項に 記載の超高強度鋼板。
[10] フィルムラミネート処理を施したことを特徴とする請求項 1〜9のいずれか 1つの項に 記載の超高強度鋼板。
[11] 請求項 1〜10のいずれか 1つの項に記載の高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴と する自動車用強度部品。
[12] プレス成形、ハイド口成形、ブロー成形、の 、ずれかの方法により超高強度鋼板を成 形して成ることを特徴とする請求項 11に記載の自動車用強度部品。
[13] 切断加工部を有することを特徴とする請求項 11又は 12に記載の自動車用強度部品
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