WO2019003539A1 - 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明において熱間プレス部材とは、焼き入れ性を有する冷延鋼板を熱間プレス成形して高強度化した部材のことを意味する。
また、本発明の冷延鋼板は、一般的な冷延鋼板だけでなく、溶融亜鉛めっき冷延鋼板(合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板を含む)や電気亜鉛めっき冷延鋼板(電気亜鉛ニッケル合金めっき冷延鋼板を含む)、アルミめっき冷延鋼板等を含む。
また、1780MPa以上の引張強度を確保するためには合金元素(例えばCなど)を多く含有する必要があるが、これにより抵抗スポット溶接後の継手の十字引張強さ(CTS)が著しく低下することが懸念される。
例えば、特許文献1では、合金炭窒化物やセメンタイトの析出量を制御することで、耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。
また、特許文献2では、熱間プレス後に残留オーステナイトを形成することで、耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。
また、Ti系析出物は抵抗スポット溶接による昇温後も熱影響部(HAZ)のミクロ組織を微細化させることから、ナゲット端部にかかる応力に対する靭性が向上しつつ、HAZ軟化による硬度減少も抑制されるため、十字引張強さが向上する。
そのため、成分的には、C、Mn、Pの添加量とCr、Mo、Tiの添加量の比率を考慮して、耐遅れ破壊特性および十字引張強さの改善を図ることが好ましい。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
1.部材の鋼化学成分が、質量%で、C:0.28%以上0.42%未満、Si:1.5%以下、Mn:1.1%以上2.4%以下、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、N:0.010%以下およびTi:0.005%以上0.15%以下を含有し、かつMo:0.50%以下およびCr:0.50%以下から選択される一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
部材のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が8μm以下、マルテンサイトの体積率が90%以上で、粒径が0.05μm以上のセメンタイトが部材の厚さ方向に平行な断面200μm2当たり平均で10個以上存在し、
さらに部材表面から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上存在し、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材。
記
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)であり、元素[M]を含有しない場合は0として計算する。
鋼板のミクロ組織が、平均結晶粒径が4μm以下のマルテンサイトを体積率で5~45%の範囲で含有し、さらに鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で15個以上存在する、熱間プレス用冷延鋼板。
記
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)であり、元素[M]を含有しない場合は0として計算する。
質量%で、C:0.28%以上0.42%未満、Si:1.5%以下、Mn:1.1%以上2.4%以下、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、N:0.010%以下およびTi:0.005%以上0.15%以下を含有し、かつMo:0.50%以下およびCr:0.50%以下から選択される一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、連続鋳造してスラブとし、このスラブを650℃まで6h以内に冷却し、
その後、再加熱して、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を12%以上、該最終パスの直前のパスの圧下率を15%以上とし、仕上げ圧延終了温度が860~950℃の条件で熱間圧延し、
上記の熱間圧延後、冷却停止温度までの第1平均冷却速度を70℃/s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する1次冷却を施し、
上記の1次冷却後、巻取温度までの第2平均冷却速度を5~50℃/sとし、450℃以下の巻取温度で巻取る2次冷却を施し、
ついで、巻き取った熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行ったのち、5~20℃/sの平均昇温速度で700~830℃の温度域まで加熱し、該温度域で15~600秒間均熱する焼鈍を施し、
上記の均熱処理後、第3平均冷却速度を5℃/s以上とし、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する3次冷却を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
記
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)であり、元素[M]を含有しない場合は0として計算する。
また、本発明によれば、加熱時にバラツキの大きい熱間プレス条件であっても、特性の安定した熱間プレス部材を得ることができる。
まず、本発明の熱間プレス部材および熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
〔熱間プレス部材のミクロ組織〕
熱間プレス部材のミクロ組織は、旧オーステナイト平均結晶粒径が8μm以下、マルテンサイトの体積率が90%以上で、粒径が0.05μm以上のセメンタイトが部材の厚さ方向に平行な断面200μm2当たり平均で10個以上存在し、さらに部材表面から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上存在するミクロ組織とする。
残部組織としては、フェライト、ベイナイトおよびパーライト等が考えられるが、これらは合計で4%以下であれば、問題はない。
ここに、粒径が0.05μm未満のセメンタイトが存在しても、粒径が0.05μm以上のセメンタイトが平均で10個以上存在すれば所望特性の確保は可能である。なお、測定する部材の厚さ方向に平行な断面については特に制限はなく、いずこであっても良い。
なお、測定する部材の厚さ方向に平行な断面については特に制限はなく、いずこであっても良い。また、対象とするTi系析出物の粒径の下限は0.005μmとする。
熱間プレス部材として所望の特性を得るためには、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織を制御することが重要である。すなわち、熱間プレス用冷延鋼板のミクロ組織としては、平均結晶粒径が4μm以下のマルテンサイトを体積率で5~45%の範囲で含有し、さらに表層から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物を鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で15個以上存在させる。
また、マルテンサイトの体積率が5%未満でも45%超でも、同様に所望のセメンタイトの分散状態が得られないため、耐遅れ破壊特性および十字引張強さが低下する。好ましくは10%以上40%以下の範囲である。
残部組織としては、ベイナイトやパーライト等が考えられるが、これらは合計で25%以下であれば、問題はない。
C:0.28%以上0.42%未満
Cは、鋼の高強度化に有効な元素であり、熱間プレス後にマルテンサイトを強化して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。しかしながら、Cの含有量が0.28%未満では熱間プレス後のマルテンサイトの硬度が不十分のため、引張強さ:1780MPa以上が得られない。好ましいC量は0.30%以上である。一方、Cを0.42%以上添加すると、抵抗スポット溶接後の硬度が硬くなり、靭性が低下して、十字引張強さが低下する。そのため、C量は0.40%未満とする。好ましくは0.39%未満である。
Siは、フェライトを固溶強化し、高強度化に有効な元素である。しかしながら、Siの過剰な添加は抵抗スポット溶接時における靭性が低下して十字引張強さが劣化するため、その含有量は1.5%以下とする。好ましくは1.2%以下である。なお、Siの下限は特に規定されないが、極低Si化はコストの増加を招くため、0.005%とすることが好ましい。
Mnは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Mn量を1.1%以上とする必要がある。好ましくは1.3%以上である。一方、Mnを過剰に含有した場合、抵抗スポット溶接後にPが偏析して十字引張強さが低下するため、Mn量は2.4%以下とする。好ましくは2.2%以下であり、さらに好ましくは2.0%未満である。
Pは、固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させるため、抵抗スポット溶接後の十字引張強さが低下することから、P含有量は0.05%以下とする。好ましくは0.02%以下である。なお、Pの下限は特に規定されないが、極低P化は製鋼コストの上昇を招くため、0.0005%とすることが好ましい。
Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、水素侵入時にその介在物が起点となって割れの発生を招くため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、S含有量の上限を0.005%とする。好ましくは0.0045%以下である。なお、Sの下限は特に規定されないが、極低S化はPと同様に、製鋼コストの上昇を招くため、0.0002%とすることが好ましい。
Alは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01%以上含有することが必要である。一方、0.50%を超えてAlを含有しても効果が飽和するため、Al量は0.50%以下とする。好ましくは0.40%以下である。
Nは、粗大な窒化物を形成して耐遅れ破壊特性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特にN量が0.010%超になると、この傾向が顕著となることから、N含有量は0.010%以下とする。好ましくは0.008%以下である。
Tiは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらに、本発明においては、部材表層に微細なTi析出物を分散させることで、水素トラップサイトとスポット溶接後の部材のミクロ組織結晶粒の微細化に寄与し、耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さを向上させる効果がある。このような効果を発揮させるためには、Tiを0.005%以上含有させる必要がある。好ましくは0.010%以上である。一方、Tiを多量に添加すると、熱間プレス後の伸びが著しく低下するため、Ti含有量は0.15%以下とする。好ましく0.12%以下である。
Moは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには、Moを0.005%以上含有させるのが好ましい。より好ましくは0.01%以上である。一方、多量にMoを添加しても上記効果は飽和し、かえってコスト増を招き、さらに化成処理性が劣化するため、そのMo含有量は0.50%以下とする。
Crも、Moと同様、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためには0.005%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.01%以上である。一方、多量にCrを添加しても上記効果は飽和し、さらに表面酸化物を形成することからめっき性が劣化するため、Cr含有量は0.50%以下とする。
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)
上掲式は、耐遅れ破壊特性および十字引張強さを確保する上での指標になるもので、左辺の値が30.5を超えると、耐遅れ破壊特性および十字引張強さを兼備することが困難となる場合がある。
Nb: 0.15%以下
Nbは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらに、本発明においては、微細なNb系析出物が、水素のトラップサイトとなることに加えて、熱間プレス時のオーステナイト粒径を微細化することから、耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さの向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Nbを0.005%以上含有させることが好ましい。一方、Nbを多量に添加しても上記の効果は飽和し、かえってコスト増を招くため、Nb含有量は0.15%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.12%以下であり、さらに好ましくは0.10%以下である。
Bは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。また、粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、耐遅れ破壊特性に有効である。このような効果を発現させるためには、Bを0.0002%以上含有させるのが好ましい。しかし、過剰なB添加は靭性を劣化させ、抵抗スポット溶接後の十字引張強さを低下させるため、B含有量は0.0050%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0040%以下である。
Sbは、熱間プレス前に鋼板を加熱してから熱間プレスの一連の処理によって鋼板を冷却する前に、鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制する効果を有する。そのため、板面の硬度分布が均一となり耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、Sbの添加量は0.001%以上とすることが好ましい。一方、Sbが0.020%を超えて添加されると、圧延負荷荷重が増大し、生産性を低下させることから、Sb量は0.020%以下とすることが好ましい。
Ca、Mg、REMは、硫化物および酸化物の形状を制御し、粗大な介在物の生成を抑制することから、耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するためには、それぞれ0.0005%以上添加するのが好ましい。一方、過度の添加は、介在物の増加を引き起こし耐遅れ破壊特性を劣化させるため、それぞれの添加量は0.005%以下とすることが好ましい。ここでREMはSc、Yおよびランタノイドを含む元素である。
Vは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Vを0.01%以上含有させることが好ましい。一方、多量のV添加は、抵抗スポット溶接時における靭性が低下して、十字引張強さが劣化するため、V添加量は0.15%以下とすることが好ましい。
Cuは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはCuを0.05%以上含有させることが好ましい。一方、Cuを0.50%超含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Niも、Cuと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるので、Cu添加時に有効である。これら効果を発揮するためにはNiを0.05%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のNi添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して十字引張強さが低下するため、Ni含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Snも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはSnを0.05%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のSn添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さの向上が低下するため、Sn含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Znは、熱間プレス時の焼入れ性を高めるため、熱間プレス後のマルテンサイトの形成、すなわち高強度化に寄与する元素である。これら効果を発揮するためにはZnを0.005%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZn添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して十字引張強さが低下するため、Zn含有量は0.10%以下とすることが好ましい。
Coも、CuやNiと同様、水素過電圧を向上させて耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはCoを0.005%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のCo添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して十字引張強さが低下するため、Co含有量は0.10%以下とすることが好ましい。
Zrも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはZrを0.005%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のZr添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して十字引張強さが低下するため、Zr含有量は0.10%以下とすることが好ましい。
Taは、Tiと同様に、合金炭化物や合金窒化物を生成して高強度化に寄与する。その効果を得るためには0.005%以上添加することが好ましい。一方、Taを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。そのため、その添加量は0.10%以下とすることが好ましい。
Wも、CuやNiと同様、耐食性を向上させることから耐遅れ破壊特性を改善できるため、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはWを0.005%以上含有させることが好ましい。しかし、多量のW添加は、抵抗溶接時における靭性が低下して十字引張強さが低下するため、W含有量は0.10%以下とすることが好ましい。
〔熱間プレス用冷延鋼板のめっき層〕
本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、めっき層が付与されていない冷延鋼板ままでもよいが、熱間プレスによる酸化を防止するため、もしくは耐食性を向上させるために、熱間プレス前の冷延鋼板の表面にめっき層を付与してもよい。
本発明では、特に熱間プレス部材の耐食性をより一層向上させたり、熱間プレス成形時の溶融Znに起因する液体金属脆性割れを防止する上で、Zn系めっき層がZn-Ni合金めっき層であるとより好適である。
Al系めっき層またはZn系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を、加熱した後、熱間プレスを行うと、Al系めっき層またはZn系めっき層に含有されるめっき層成分の一部またはすべてが下地鋼板中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成すると同時に、逆に、下地鋼板成分であるFeがAl系めっき層中またはZn系めっき層中に拡散して固溶相や金属間化合物を生成する。また、Al系めっき層の表面にはAlを含有する酸化物皮膜が生成し、Zn系めっき層の表面にはZnを含有する酸化物皮膜が生成する。
なお、本発明においては、上述のとおり、Al系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるAlを含有するめっき層をAl系めっき層と呼び、Zn系めっき層が付与された熱間プレス用冷延鋼板を加熱することにより形成されるZnを含有するめっき層をZn系めっき層と呼ぶこととする。
本発明では、上記冷延鋼板の製造に際し、まず前記した所定の成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造してスラブとし、このスラブを650℃まで6h以内に冷却する。
その後、再加熱して、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を12%以上、該最終パスの直前のパスの圧下率を15%以上とし、仕上げ圧延終了温度が860~950℃の条件で熱間圧延する。
上記の熱間圧延後、冷却停止温度までの第1平均冷却速度を70℃/s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する1次冷却を施す。
上記の1次冷却後、巻取温度までの第2平均冷却速度を5~50℃/sとし、450℃以下の巻取温度で巻取る2次冷却を施す。
ついで、巻き取った熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行ったのち、5~20℃/sの平均昇温速度で700~830℃の温度域まで加熱し、該温度域で15~600秒間均熱する焼鈍を施す。
上記の均熱処理後、第3平均冷却速度を5℃/s以上とし、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する3次冷却を施す。
〔連続鋳造工程〕
本発明では、まずスラブを、連続鋳造法により鋳造する。連続鋳造法は、本発明の課題からして前提となるものであり、しかも鋳型鋳造法と比較して生産能率が高いためである。連続鋳造機としては垂直曲げ型が望ましい。これは、垂直曲げ型は設備コストと表面品質のバランスに優れ、かつ表面亀裂の抑制効果が顕著に発揮されるためである。
上記の連続鋳造を経てスラブとした後、650℃まで6h以内に冷却する。連続鋳造後、650℃まで6hを超えて冷却を行うと、Mn等の偏析が顕著となり、かつ結晶粒が粗大化するため、冷延圧延後の鋼板および熱間プレス後の部材において所望の結晶粒径が得られない。また、Ti系析出物が粗大化し、熱間圧延前に再溶解できずに粗大なTi系析出物が存在するようになるため、冷延鋼板および熱間プレス後の部材において所望とするTi系析出物の分散状態が得られない。熱間圧延開始温度を上昇させるか時間を長くすれば粗大化したTi系析出物の溶解は可能であるが、一方で結晶粒径が大きくなり、冷延圧延後の鋼板および熱間プレス後の部材において所望の結晶粒径が得られなくなる。
そのため、このスラブ冷却工程は、本発明において重要な製造工程であり、連続鋳造後の鋼スラブの冷却は650℃まで6h以内とする。好ましくは650℃まで5h以内で冷却し、さらに好ましくは650℃まで4h以内で冷却する。また、650℃まで冷却したならば、その後、引き続き室温まで冷却した後に、再加熱して熱間圧延を施しても良いし、そのまま温片のまま再加熱して熱間圧延に供しても良い。
素材である鋼スラブは、鋳造後、再加熱することなく1150~1270℃で熱間圧延を開始するか、もしくは1150~1270℃に再加熱したのち、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず1150~1270℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。
・仕上げ圧延の最終パスの圧下率:12%以上
仕上げ圧延の最終パスの圧下率を12%以上にすることは、オーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、熱間圧延後のフェライト変態時の核生成サイトを増大して熱延板のミクロ組織結晶粒の微細化を図り、さらにMnバンドを解消するという観点から必要である。また、表層のミクロ組織結晶粒の微細化にも有効である。仕上げ圧延の最終パスの好適圧下率は13%以上である。また、この圧下率の上限は特に限定されないが、熱延負荷荷重が増大すると、鋼板の幅方向での板厚変動が大きくなり、耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがあるので、30%以下が好ましい。
最終パスの直前のパスの圧下率を15%以上にすることは、歪蓄積効果がより高まってオーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板のミクロ組織結晶粒がより微細化し、さらにMnバンドを解消するという観点から必要である。仕上げ圧延の最終パスの直前パスの好適圧下率は18%以上である。また、この圧下率の上限は特に限定されないが、熱延負荷荷重が増大すると、鋼板の幅方向での板厚変動が大きくなり、耐遅れ破壊特性性の劣化が懸念されるので、30%以下が好ましい。
熱間圧延は、鋼板のミクロ組織の均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の耐抵抗溶接割れ特性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は860℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化するため、仕上げ圧延終了温度の上限は950℃とする。
・1次冷却工程:70℃/s以上の第1平均冷却速度で700℃以下まで冷却
熱間圧延終了後の冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、高温ではフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷することで、組織をできるだけ均質化すると同時に、Ti系析出物の生成を抑制する。そのため、まず、1次冷却として、70℃/s以上の第1平均冷却速度で700℃以下まで冷却する。この第1平均冷却速度が70℃/s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延鋼板のミクロ組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さの低下を招く。一方、1次冷却における冷却停止温度が700℃超えでは、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板組織が不均質となり、やはり耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さが低下する。
また、1次冷却の冷却停止温度は、700℃以下で500℃以上の範囲とする。
この2次冷却における平均冷却速度が5℃/s未満では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、またTi系析出物も粗大化するため、耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さが低下する。一方、2次冷却における平均冷却速度が50℃/sを超えると、熱延鋼板のミクロ組織にパーライトを過剰に生成するため、Cの元素分布が不均一となり、熱間プレス後の耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さが低下する。さらに、450℃超の温度までの冷却では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、Ti系析出物も粗大化するため、やはり耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さが低下する。
巻取り温度が450℃超では、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、最終的な鋼板のミクロ組織が不均質となり、耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さが低下する。これを回避するには、ベイナイト単相で巻き取ることが重要である。また、高温で巻き取るとTi系析出物が粗大化し、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、本発明では、巻取り温度の上限は450℃とした。好ましくは420℃以下である。なお、巻取り温度の下限については、特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、300℃以上が好ましい。
熱間圧延工程後、酸洗を実施し、熱延板表層のスケールを除去する。この酸洗処理は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。この冷間圧延工程は特に限定されず常法に従って実施すればよい。
冷間圧延後、5~20℃/sの平均昇温速度で700~830℃の温度域まで加熱し、該温度域で15秒以上600秒間均熱する。
この焼鈍は、冷間圧延後の再結晶を進行させると共に、熱間プレス後の部材のミクロ組織やTi系析出物の分布状態を制御するために実施する。
この焼鈍工程において、あまりに急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均昇温速度の上限は20℃/sとする。一方、昇温速度が小さすぎるとフェライトやマルテンサイト粒が粗大化して、熱間プレス後に所望のミクロ組織が得られないため、5℃/s以上の平均昇温速度が必要である。好ましくは8℃/s以上である。この平均昇温速度を制御することによって、結晶粒の微細化が可能となる。
そして、後述する700~830℃の均熱温度域まで加熱する。
均熱温度は、フェライトとオーステナイトの2相域の温度域とする。700℃未満ではマルテンサイト分率が少なくなり、オーステナイト中に高濃度のCおよびMnが濃化するため、熱間プレス後に所望のセメンタイトの析出状態が得られない。従って、均熱温度の下限は700℃とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒およびTi系析出物が粗大化し、耐遅れ破壊特性が低下するため、均熱温度は830℃以下とする。好ましくは810℃以下である。
上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全ての組織のオーステナイト変態のためには、少なくとも15s保持する必要がある。一方、保持時間が過剰に長いと、Mnのミクロ偏析が助長され、曲げ加工性が劣化することから、保持時間は600秒以内が好ましい。
・均熱後の冷却条件:5℃/s以上の第3平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却
上記の均熱処理(焼鈍処理)後は、均熱温度から600℃以下の温度域(冷却停止温度)まで、5℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が5℃/s未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、冷延鋼板のマルテンサイトの体積率が減少し、Ti系析出物が粗大化するため、耐遅れ破壊特性の確保が困難となる。この平均冷却速度の上限については特に規定されないが、設備上の観点およびコストの面から、30℃/s以下が好適である。また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成し、鋼板のミクロ組織における所定の体積率を得られないため、耐遅れ破壊特性が低下する。
すなわち、上記した連続鋳造工程、熱間圧延工程および焼鈍工程を適正に制御することによって、結晶粒が微細化され、Mn偏析が解消されると共に、Ti系析出物の分布状態が改善される結果、平均結晶粒径が4μm以下のマルテンサイトを体積率で5~45%の範囲で含有し、さらに鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で15個以上存在するという、ミクロ組織を得ることができる。
〔めっき工程〕
本発明の熱間プレス用冷延鋼板は、上述の製造工程により製造された冷延鋼板ままで使用してもよいが、目的に応じて、Al系めっき層またはZn系めっき層を形成するためのAl系めっき処理またはZn系めっき処理を行ってもよい。
かかるめっき処理は何ら限定されるものではなく、公知の溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法等がいずれも適用可能である。また、めっき処理後に合金化処理を施してもよい。代表的なめっき処理としては、Al系めっき処理としては、溶融アルミ(Al)めっき、溶融Al-Siめっきを施す処理が、またZn系めっき処理としては、溶融亜鉛めっきまたは電気亜鉛ニッケルめっきを施す処理、あるいは溶融亜鉛めっき後さらに合金化処理を施す処理が挙げられる。
例えば、素材である熱間プレス用冷延鋼板を、電気炉、ガス炉、通電加熱炉、遠赤外線加熱炉等を使用して、Ac3変態点~1000℃の温度範囲に加熱し、この温度範囲で0~600秒間保持した後、鋼板をプレス機に搬送して、550~800℃の範囲で熱間プレスを行えばよい。熱間プレス用冷延鋼板を加熱する際の昇温速度は、3~200℃/sとすればよい。
Ac3変態点(℃)=881-206C+53Si-15Mn-20Ni-1Cr-27Cu+41Mo
ただし、式中の元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。含有しない元素については、0として計算する。
なお、本発明は、もとより以下に述べる実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
ついで、得られた熱延板を、酸洗後、表2に示す圧下率で冷間圧延を施して、冷延板(板厚:1.4mm)とした。
ついで、かくして得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ライン(CAL)もしくは連続溶融めっきライン(CGL)において、表2に示す条件で焼鈍処理を行い、CALを通過した鋼板については冷延鋼板(CR)、CGLを通過した鋼板については溶融亜鉛めっき鋼板(GI)を得た。なお、CGLを通過した鋼板の一部については、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに550℃で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA)を得た。また、溶融アルミめっき処理を施して、溶融アルミめっき鋼板(AS)を得た。さらに、一部はCALにて焼鈍した後に電気亜鉛めっきライン(EGL)において、電気亜鉛ニッケルめっき鋼板(EZN)を得た。
熱間プレスで使用した金型は、パンチ幅70mm、パンチ肩R4mm、ダイ肩R4mmで、成形深さは30mmである。冷延鋼板に対する加熱は、加熱速度に応じて赤外線加熱炉または雰囲気加熱炉のいずれかを用い、大気中で行った。また、プレス後の冷却は、鋼板のパンチ・ダイ間での挟み込みと挟み込みから開放したダイ上での空冷とを組み合わせて行い、プレス(開始)温度から150℃まで冷却した。このとき、パンチを下死点にて保持する時間を1~60秒の範囲で変えることで冷却速度を調整した。
かくして得られた冷延鋼板および熱間プレス部材のミクロ組織を表4に示す。また、熱間プレス部材の引張特性、耐遅れ破壊特性および抵抗スポット溶接後の十字引張強さの測定結果を表5に示す。
Claims (13)
- 部材の鋼化学成分が、質量%で、C:0.28%以上0.42%未満、Si:1.5%以下、Mn:1.1%以上2.4%以下、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、N:0.010%以下およびTi:0.005%以上0.15%以下を含有し、かつMo:0.50%以下およびCr:0.50%以下から選択される一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
部材のミクロ組織が、旧オーステナイト平均結晶粒径が8μm以下、マルテンサイトの体積率が90%以上で、粒径が0.05μm以上のセメンタイトが部材の厚さ方向に平行な断面200μm2当たり平均で10個以上存在し、
さらに部材表面から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物が部材の厚さ方向に平行な断面100μm2当たり平均で10個以上存在し、引張強さが1780MPa以上である熱間プレス部材。 - 前記部材が、質量%で、さらにNb:0.15%以下、B:0.0050%以下、Sb:0.001%以上0.020%以下、Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下、REM:0.005%以下、V:0.15%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Sn:0.50%以下、Zn:0.10%以下、Co:0.10%以下、Zr:0.10%以下、Ta:0.10%以下およびW:0.10%以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項1に記載の熱間プレス部材。
- 部材の鋼化学成分中、とくにC、P、Mn、Cr、MoおよびTiが下記式(1)を満たす請求項1または2に記載の熱間プレス部材。
記
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)であり、元素[M]を含有しない場合は0として計算する。 - 前記部材の表層に、Al系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項1乃至3のいずれかに記載の熱間プレス部材。
- 鋼板の化学成分が、質量%で、C:0.28%以上0.42%未満、Si:1.5%以下、Mn:1.1%以上2.4%以下、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、N:0.010%以下およびTi:0.005%以上0.15%以下を含有し、かつMo:0.50%以下およびCr:0.50%以下から選択される一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板のミクロ組織が、平均結晶粒径が4μm以下のマルテンサイトを体積率で5~45%の範囲で含有し、さらに鋼板表面から板厚方向に100μmまでの範囲で粒径が0.10μm未満のTi系析出物が鋼板の板厚方向に平行な断面100μm2当たり平均で15個以上存在する、熱間プレス用冷延鋼板。 - 前記鋼板が、質量%で、さらにNb:0.15%以下、B:0.0050%以下、Sb:0.001%以上0.020%以下、Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下、REM:0.005%以下、V:0.15%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Sn:0.50%以下、Zn:0.10%以下、Co:0.10%以下、Zr:0.10%以下、Ta:0.10%以下およびW:0.10%以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項5に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
- 鋼板の化学成分中、とくにC、P、Mn、Cr、MoおよびTiが下記式(1)を満たす請求項5または6に記載の熱間プレス用冷延鋼板。
記
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)であり、元素[M]を含有しない場合は0として計算する。 - 前記鋼板が、表面にAl系めっき層またはZn系めっき層を有する請求項5乃至7のいずれかに記載の熱間プレス用冷延鋼板。
- 請求項5に記載の熱間プレス用冷延鋼板を製造する方法であって、
質量%で、C:0.28%以上0.42%未満、Si:1.5%以下、Mn:1.1%以上2.4%以下、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、N:0.010%以下およびTi:0.005%以上0.15%以下を含有し、かつMo:0.50%以下およびCr:0.50%以下から選択される一種または二種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、連続鋳造してスラブとし、このスラブを650℃まで6h以内に冷却し、
その後、再加熱して、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を12%以上、該最終パスの直前のパスの圧下率を15%以上とし、仕上げ圧延終了温度が860~950℃の条件で熱間圧延し、
上記の熱間圧延後、冷却停止温度までの第1平均冷却速度を70℃/s以上とし、700℃以下の冷却停止温度まで冷却する1次冷却を施し、
上記の1次冷却後、巻取温度までの第2平均冷却速度を5~50℃/sとし、450℃以下の巻取温度で巻取る2次冷却を施し、
ついで、巻き取った熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を行ったのち、5~20℃/sの平均昇温速度で700~830℃の温度域まで加熱し、該温度域で15~600秒間均熱する焼鈍を施し、
上記の均熱処理後、第3平均冷却速度を5℃/s以上とし、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する3次冷却を施す、熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。 - 前記溶鋼が、質量%で、さらにNb:0.15%以下、B:0.0050%以下、Sb:0.001%以上0.020%以下、Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下、REM:0.005%以下、V:0.15%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Sn:0.50%以下、Zn:0.10%以下、Co:0.10%以下、Zr:0.10%以下、Ta:0.10%以下およびW:0.10%以下から選択される一種または二種以上を含有する請求項9に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
- 溶鋼の化学成分中、とくにC、P、Mn、Cr、MoおよびTiが下記式(1)を満たす請求項9または10に記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
記
(6[C]+2[Mn]+49[P])/([Cr]/2+[Mo]/3+7[Ti])≦30.5 ・・・(1)
ここで、〔M〕はM元素の含有量(質量%)であり、元素[M]を含有しない場合は0として計算する。 - 前記3次冷却後、さらに鋼板表面にAl系めっき処理またはZn系めっき処理を施す請求項9乃至11のいずれかに記載の熱間プレス用冷延鋼板の製造方法。
- 請求項5乃至8のいずれかに記載の熱間プレス用冷延鋼板を、Ac3変態点~1000℃の温度域で加熱後、熱間プレスを行う熱間プレス部材の製造方法。
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