WO2015147216A1 - 高強度熱間成形鋼板部材 - Google Patents
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Definitions
- JP 2002-102980 A JP 2006-213959 A JP 2007-314817 A
- the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the gist thereof is as follows.
- Si 0.005 to 0.14%
- Si is an element having an action of suppressing scale formation during high-temperature heating during hot forming. If the Si content is less than 0.005%, the above effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Si content is 0.005% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 0.14%, the heating temperature necessary for austenite transformation during hot forming becomes extremely high. For this reason, the cost required for heat treatment increases, and quenching becomes insufficient due to insufficient heating.
- the Si content is 0.14% or less.
- the Si content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more. Moreover, it is preferable that Si content is 0.12% or less.
- Al 0.0002 to 1.0%
- Al is an element having an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound. sol. If the Al (solid solution Al) content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficient. Furthermore, Al is an element that has the effect of enhancing the hardenability of the steel sheet and stably securing the strength after quenching, so it may be positively incorporated. Therefore, sol.
- the Al content is 0.0002% or more. However, even if it contains exceeding 1.0%, the effect acquired by the effect
- the Al content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.2% or less.
- N 0.01% or less
- N is an element that is contained as an impurity and deteriorates toughness. If the N content exceeds 0.01%, coarse nitrides are formed in the steel, and the local deformability and toughness are significantly deteriorated. Therefore, the N content is 0.01% or less.
- the N content is preferably 0.008% or less.
- the lower limit of the N content need not be particularly limited. However, excessive reduction of the N content increases the cost remarkably, so the N content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0008% or more.
- Cu 0 to 1.0%
- Cu is an element effective for enhancing the hardenability of the steel sheet and stably securing the strength after quenching, and thus may be contained as necessary. However, even if Cu is contained exceeding 1.0%, the effect is small and the cost increases. For this reason, when it contains Cu, the content shall be 1.0% or less.
- the Cu content is preferably 0.5% or less. In order to obtain the above effect, the Cu content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
- MnS concentrates in the center as inclusions, and it becomes easy to form hard martensite, resulting in a difference in hardness from the surroundings and deterioration of toughness.
- hot rolling is performed on the slab.
- the hot rolling start temperature is 1000 to 1300 ° C. and the hot rolling completion temperature is 850 ° C. or higher from the viewpoint of more uniformly generating carbides.
- the coiling temperature is preferably higher from the viewpoint of workability, but if it is too high, the yield decreases due to scale formation, so it is preferably 500 to 650 ° C.
- the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is descaled by pickling or the like.
- the form of carbides existing in the steel sheet before hot forming and the concentration of elements in the carbides Degree is important. Although it is desirable that the carbide is finely dispersed, in that case, since the dissolution of the carbide is accelerated, the effect of grain growth cannot be expected. If elements such as Mn and Cr are concentrated in the carbide, the carbide is difficult to dissolve. Therefore, it is desirable that the concentration of elements in the carbide is high.
- the form of carbide can be controlled by adjusting the annealing conditions after hot rolling. Specifically, the annealing temperature is set to Ac1 point or lower and Ac1 point to ⁇ 100 ° C. or higher, and annealing is performed for 5 hours or less.
- the carbide When the coiling temperature after hot rolling is set to 550 ° C. or less, the carbide is easily finely dispersed. However, since the concentration level of the element in the carbide also decreases, the concentration of the element is advanced by annealing.
- the coiling temperature is 550 ° C. or higher, pearlite is generated, and element concentration in the carbide in pearlite is progressing.
- annealing is performed in order to divide the pearlite and disperse the carbide.
- the high-strength hot-formed steel sheet member according to the present invention may have a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like.
- the plating layer is preferably formed on the steel plate before hot forming.
- a high-strength hot-formed steel plate member can be obtained by performing hot forming on the hot-forming steel plate.
- the average grain size of old ⁇ grains in hot-formed steel sheet members is the equivalent of a circle by measuring the number of crystal grains in the measurement field of view and dividing the area of the measurement field by the number of crystal grains to determine the average area of the crystal grains It calculated
- the test force is 9.8 N
- the hardness at 5 points is measured, and the average value of the hardness at each of the 5 points when the cooling rate is about 80 ° C./s and 10 ° C./s is HS 80 , HS 10 and the difference ⁇ Hv was used as an index of hardness stability.
- Delayed fracture resistance and hardness stability were judged to be good when the delayed fracture fracture stress was 1250 MPa or more and ⁇ Hv was 100 or less, respectively.
- the present invention it is possible to obtain a high-strength hot-formed steel sheet member having a tensile strength of 1.7 GPa or more and having both hardness stability and delayed fracture resistance.
- the high-strength hot-formed steel plate member according to the present invention is particularly suitable for use as a collision-resistant component for automobiles.
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Abstract
Description
伴い鋼板のプレス成形性は低下するため、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
α=[板厚中心部での最大Mn濃度(質量%)]
/[表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度(質量%)]…(i)
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を確保するのに重要な元素である。また、Cはオーステナイト生成元素であるため、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制する作用を有する。そのため、熱間成形後の鋼板部材において安定した硬度分布を得ることを容易にする。C含有量が0.25%未満では、焼入れ後において1100MPa以上の引張強度を確保すること、および、上記の効果を得ることが困難となる。したがって、C含有量は0.25%以上とする。一方、C含有量が0.40%を超えると、焼入れ後の強度が過度に上昇して靭性が劣化する。したがって、C含有量は0.40%以
下とする。C含有量は0.37%以下であるのが好ましく、0.35%以下であるのがより好ましい。
Siは、熱間成形に際しての高温加熱時におけるスケール生成を抑制する作用を有する元素である。Si含有量が0.005%未満では、上記の効果を十分に得られなくなる。したがって、Si含有量は0.005%以上とする。一方、Si含有量が0.14%を超えると、熱間成形に際してオーステナイト変態させるのに必要な加熱温度が著しく高温となる。このため、熱処理に要するコストの上昇を招いたり、加熱不足により焼入れが不十分となったりする。
Mnは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ熱間成形後の強度を安定して確保するためには有用な元素である。しかしながら、本発明においては、Mnの中心偏析低減のため、その含有量を制限する必要がある。Mn含有量が1.50%を超えるとMnの偏析により靭性が劣化する。したがって、Mn含有量は1.50%以下とする。Mn含有量は0.5%以上であるのが好ましく、1.3%以下であるのが好ましい。
Pは、不純物として含有される元素であるが、鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼入れ後の鋼の強度を安定して確保することを可能にする作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかし、P含有量が0.02%を超えると靭性の劣化が著しくなる。したがって、P含有量は0.02%以下とする。P含有量は0.01%以下であるのが好ましい。P含有量の下限は特に限定する必要はない。ただし、P含有量の過剰な低減はコストが著しく上昇するので、P含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。
Sは、不純物として含有され、MnSを形成し靭性及び遅れ破壊特性を劣化させる元素である。S含有量が0.005%を超えると靭性、遅れ破壊特性の劣化が顕著となる。したがって、S含有量は0.005%以下とする。S含有量の下限は特に限定する必要はない。ただし、S含有量の過剰な低減はコストが著しく上昇するので、S含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。
Alは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する元素である。sol.Al(固溶Al)含有量が0.0002%未満では脱酸が十分でない。さらに、Alは鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保する作用を有する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。したがって、sol.Al含有量は0.0002%以上とする。しかしながら、1.0%を超えて含有させてもその作用により得られる効果は小さく、かつ、コストが増加する。このため、Al含有量は1.0%以下とする。Al含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.2%以下であるのが好ましい。
Nは、不純物として含有され、靭性を劣化させる元素である。N含有量が0.01%を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して、局部変形能および靭性を著しく劣化させる。したがって、N含有量は0.01%以下とする。N含有量は0.008%以下であるのが好ましい。N含有量の下限は特に限定する必要はない。ただし、N含有量の過剰な低減はコストが著しく上昇するので、N含有量は0.0002%以上とすることが好ましく、0.0008%以上とすることがより好ましい。
Crは、鋼の焼入れ性を高める作用を有する元素である。そのため、Mn含有量を1.5%以下に制限する本発明では特に重要な元素である。また、Crはオーステナイト生成元素であり、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制する作用を有する。そのため、Crを含有させることで、熱間成形後の鋼板部材において安定した硬度分布を得ることが容易になる。
Tiは、熱間成形用鋼板をAc3点以上に加熱して熱間成形に供する際に、オーステナイト粒の再結晶を抑制する作用を有する元素である。さらに微細な炭化物を形成してオーステナイト粒の粒成長を抑制して細粒にする作用を有する。このため、熱間成形鋼板部材の靱性を大きく改善する作用を有する。また、Tiは鋼中のNと優先的に結合するため、BNの析出によるBの消費を抑制し、その結果としてBによる焼入れ性を高める作用を有する。
NbもTiと同様に、熱間成形用鋼板をAc3点以上に加熱して熱間成形に供する際に、再結晶を抑制し、さらに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制し、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、熱間成形鋼板部材の靱性を大きく改善する作用を有する。
Bは、鋼の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保することを可能にする作用を有する元素である。そのため、Mn含有量を1.5%以下に制限する本発明では特に重要な元素である。B含有量が0.001%未満では、上記の効果を十分に得ることができない。したがって、B含有量は0.001%以上とする。一方、B含有量が0.01%を超えると、上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の靭性劣化を招く。したがって、B含有量は0.01%以下とする。B含有量は0.005%以下であるのが好ましい。
前述のように、Mn及びCrは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。しかし、Mn及びCrの合計含有量が1.5%未満ではその効果は十分ではなく、一方、3.5%を超えるとその効果は飽和し、かえって安定した強度を確保するのが困難となる。したがって、Mn及びCrの合計含有量は1.5~3.5%とする。Mn及びCrの合計含有量は2.0%以上であるのが好ましく、3.0%以下であるのが好ましい。
Niは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、3.0%を超えてNiを含有させてもその効果は小さく、コストが増加する。このため、Niを含有させる場合にはその含有量は3.0%以下とする。Ni含有量は1.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ni含有量を0.01%以上とすることが好ましく、0.05%以上とすることがより好ましい。
Cuは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、1.0%を超えてCuを含有させてもその効果は小さく、コストが増加する。このため、Cuを含有させる場合にはその含有量は1.0%以下とする。Cu含有量は0.5%以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Cu含有量を0.01%以上とすることが好ましく、0.03%以上とすることがより好ましい。
Moは、熱間成形用鋼板をAc3点以上に加熱して熱間成形に供する際に、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制し、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。
また、熱間成形鋼板部材の靱性を大きく改善する効果も有する。このため、必要に応じてMoを含有させてもよい。
Vは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ、焼入れ後の強度を安定して確保するのに有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、0.1%を超えてVを含有させてもその効果は小さく、コストが増加する。このため、Vを含有する場合にはその含有量は0.1%以下とする。V含有量は0.05%以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、V含有量を0.001%以上とすることが好ましく、0.005%以上とすることがより好ましい。
Caは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ca含有量が0.01%を超えるとその効果は飽和して、コストが増加する。したがって、Caを含有する場合にはその含有量は0.01%以下とする。Ca含有量は0.005%以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ca含有量を0.001%以上とすることが好ましく、0.002%以上とすることがより好ましい。
Mn偏析度α:1.6以下
α=[板厚中心部での最大Mn濃度(質量%)]
/[表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度(質量%)]…(i)
鋼板部材中にJIS G 0555(2003)に記載のA系、B系及びC系介在物が多く存在すると、上記介在物が遅れ破壊の起点となりやすくなる。介在物が増加すると亀裂伝播が容易に起こるため、耐遅れ破壊特性が劣化するとともに靭性が劣化する。特に、1.7GPa以上の引張強度を有するような熱間成形鋼板部材の場合、介在物の存在割合を低く抑える必要がある。
前述のように、熱間成形鋼板部材中の旧γ粒径を小さくすれば耐遅れ破壊特性が改善される。マルテンサイトを主体とする鋼板では、遅れ破壊が発生した場合、旧γ粒界で破断することがある。しかし、旧γ粒の微細化により、旧γ粒界が割れの起点となって遅れ破壊が発生するのを抑制することができ、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。旧γの平均粒径が10μmを超えるとこの効果を発揮できない。したがって、熱間成形鋼板部材中の旧γ粒の平均粒径は10μm以下とする。
熱間成形の場合、鋼中に一般に存在する炭化物の再固溶により十分な焼入れ性を確保することができる。しかしながら、炭化物の一部が再固溶されずに残留する場合がある。残留炭化物は、ピニングにより熱間成形中の加熱保持時のγ粒成長を抑制する効果を持つ。したがって、加熱保持中には残留炭化物が存在することが望ましい。熱間成形時にはこの残留炭化物が少ないほど、焼入れ性が向上し、高強度を確保することができる。よって加熱保持完了時に残留炭化物数密度が低減できることが好ましい。
本発明に係る高強度熱間成形鋼板部材は、その表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を有していてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく、溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Zn-Ni合金めっき、電気Zn-Fe合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Zn-Al合金めっき、溶融Zn-Al-Mg合金めっき、溶融Zn-Al-Mg-Si合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、一般的な範囲内で調整すればよい。
本発明に係る高強度熱間成形鋼板部材に用いる熱間成形用鋼板は、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。
本発明に係る高強度熱間成形鋼板部材は、その表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を有していてもよい。めっき層の形成は、熱間成形を施す前の鋼板に対して行うことが望ましい。
上記の熱間成形用鋼板に対して熱間成形を施すことによって、高強度熱間成形鋼板部材を得ることができる。
熱間成形鋼板部材について、圧延直角方向からJIS5号引張試験を採取し、JIS Z 2241(2011)に準じて引張試験を実施し、引張強さ(TS)の測定を行った。
熱間成形鋼板部材について、5ヶ所から供試材を切り出した。各供試材の板厚1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8tの各位置について、点算法にて清浄度を調査した。そして、各板厚における清浄度の値が最も大きい(清浄性が最も低い)数値を、その供試材の清浄度の値とした。
熱間成形鋼板部材の板厚中央部において、EPMAを用いたライン分析を行い、分析結果から高い順に3つの測定値を選択した後、その平均値を算出し、板厚中心部での最大Mn濃度を求めた。また、熱間成形鋼板部材の表面から板厚の1/4深さ位置において、EPMAを用いて10ヶ所の分析を行い、その平均値を算出し、表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度を求めた。そして、上記の板厚中心部での最大Mn濃度を、表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度で割ることによって、Mn偏析度αを求めた。
熱間成形鋼板部材中の旧γ粒の平均粒径は、測定視野内における結晶粒数を計測し、測定視野の面積を当該結晶粒数で割ることによって結晶粒の平均面積を求め、円相当径での結晶粒径を算出することにより求めた。その際、視野の境界にある粒は1/2個として計測し、観察倍率については結晶粒数が200個以上になるように適宜調整した。
熱間成形鋼板部材の表面を、ピクラール液を使って腐食し、走査型電子顕微鏡で2000倍に拡大し、複数視野の観察を行った。このときに、炭化物が存在する視野の数を数えて1mm2あたりの個数を算出した。
耐遅れ破壊特性は、圧延方向を長手方向として長さ68mm、幅6mmの試験片を切り出した後、当該試験片に4点曲げで歪を付加した状態で、30℃、pHが1の塩酸に浸漬し、100h経過後の割れの有無を観測し、試験片の応力歪線図より割れ発生下限歪を応力値に換算して評価した。
硬さ安定性の評価として下記の試験を行った。熱間成形用の鋼板を熱処理シミュレータで、50℃/sで目標温度まで加熱した後、種々保持した。その後、約80℃/s及び10℃/sのそれぞれの冷却速度で室温まで冷却した。それぞれの試料について、断面の板厚の1/4位置でビッカース硬さ試験を実施した。硬度測定はJIS Z 2244(2009)に準拠して行った。試験力は9.8Nとして、5点の硬さを測定し、冷却速度が約80℃/s及び10℃/sであるときのそれぞれの5点の硬さの平均値を、HS80、HS10とし、その差ΔHvを硬さ安定性の指標とした。
2 熱間成形鋼板部材
11 パンチ
12 ダイス
Claims (4)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.25~0.40%、
Si:0.005~0.14%、
Mn:1.50%以下、
P:0.02%以下、
S:0.005%以下、
sol.Al:0.0002~1.0%、
N:0.01%以下、
Cr:0.25~3.00%、
Ti:0.01~0.05%、
Nb:0.01~0.50%、及び
B:0.001~0.01%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物であり、
Mnの含有量とCrの含有量の合計が1.5~3.5%であり、
下記(i)式で表されるMn偏析度αが1.6以下であり、
JIS G 0555(2003)で規定される鋼の清浄度の値が0.08%以下であり、
旧γ粒の平均粒径が10μm以下であり、
存在する残留炭化物の数密度が4×103個/mm2以下である
ことを特徴とする高強度熱間成形鋼板部材。
α=[板厚中心部での最大Mn濃度(質量%)]
/[表面から板厚の1/4深さ位置での平均Mn濃度(質量%)]…(i) - 前記化学組成が、質量%で、さらに
Ni:0~3.0%、
Cu:0~1.0%、
Mo:0~2.0%、
V :0~0.1%、及び
Ca:0~0.01%
から選択される1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱間成形鋼板部材。 - 前記鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする請求項1又は2に記載の高強度熱間成形鋼板部材。
- 前記鋼板部材が1.7GPa以上の引張強度を有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度熱間成形鋼板部材。
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