JP2005154872A - 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】mass%で、C:0.03〜0.2%、Si:2%以下、Mn:0.5〜3%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、SolAl:0.01〜0.1%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼を溶製し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行い得られた鋼板を、Ac1変態点以上の温度で再結晶焼鈍し、急冷開始温度から100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、焼戻温度をT₁(℃)とした時、0.5×T₁(℃)以上までを10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、200〜500℃の温度で焼戻処理を行う。前記鋼に、Cr:1%以下、Mo:1%以下の1種または2種を、またはさらに、V:0.05〜0.2％、B:0.0002〜0.002%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%の1種または2種以上を含有することが好ましい。
【選択図】図１

Description

本発明は、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。

近年、自動車の安全性向上および車体重量の軽量化のため、自動車部品への高強度薄鋼板の使用が検討されている。自動車部品として使用する自動車構造部材用鋼板はプレス成形されるため、伸びや伸びフランジ性等の特性が求められる。しかし、伸びを向上させる方法と伸びフランジ性を向上させる方法は相反する関係であり、両者を同時に改善することは困難とされてきた。
これに対し、特許文献1および特許文献2には、平均結晶粒径5.0μm以下の微細ベイナイトを80%以上の分率で含む組織とすることで、強度780MPa以上の伸びフランジ加工性に優れた高強度鋼板を得る製造方法が開示されている。

また、特許文献3には、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法として、350〜600℃の温度にて焼戻処理を行い、フェライト相と低温変態生成相の硬度比を小さくし、局部伸びを改善する方法が開示されている。
上記の他に、特許文献4および特許文献5には、誘導加熱を利用した製造方法が開示されている。
特開2001-226741号公報 特開2001-220647号公報 特開平7-59726号公報 特開平2-274823号公報 特開平10-121150号公報

しかしながら、特許文献1および特許文献2では、強度780MPa以上の伸びフランジ加工性に優れた高強度鋼板を得るために、熱延工程を中心に製造条件を厳しく規定しているため、製造上の制約があり、生産性に問題がある。

特許文献3では、400℃以上での焼戻処理は強度を急激に低下させるため、合金元素の多量な添加が必要になり、コストが高くなる問題がある。また、焼戻温度が高いほど、製造におけるエネルギーコストが高く、生産性が低下するため、400℃以上での焼戻処理は製造性の観点からも問題がある。

特許文献4および特許文献5では、伸びフランジ性等の材料特性に関する知見は全くなく、設備列、通板性、形状、ばらつきなどの記述にとどまっている。

本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した結果、高強度冷延鋼板（TS≧590MPa）に対して、再結晶焼鈍後、急冷開始温度から100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、次いで10℃/s以上で急速加熱し焼戻処理を施すことで、低温変態相であるマルテンサイトの変形能が向上し、伸び及び伸びフランジ性が向上することを見出した。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

［1］mass%で、C:0.03〜0.2%、Si:2%以下、Mn:0.5〜3%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、SolAl:0.01〜0.1%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼を溶製し、次いで熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を行い得られた鋼板を、Ac1変態点以上の温度で再結晶焼鈍し、急冷開始温度から100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、焼戻温度をT₁(℃)とした時、0.5×T₁(℃)以上までを、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、200〜500℃の温度で焼戻処理を行うことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

［2］上記［1］において、さらに、Cr:1%以下、Mo:1%以下の1種または2種を含有することを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

［3］上記［1］または［2］に記載の鋼に、さらに、V:0.05〜0.2%、B:0.0002〜0.002%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%の1種または2種以上を含有することを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

なお、上記手段において、「残部実質的にFe」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。また、本明細書において、鋼の成分を示す%すべてmass%である。

また、本発明において、高強度冷延鋼板とは、自動車の対衝突安全性の向上をも目的として使用されるドアインパクトビーム、バンパー等の部品に用いて好適な引張強度が590MPa以上、望ましくは780MPa以上の冷延鋼板である。

本発明によれば、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。本発明の鋼板は高強度であり、なおかつ伸び及び伸びフランジ性に優れているので、従来、高強度鋼板の適用が困難であった例えば自動車構造部材等の難成形の部材として適用することが可能となる。さらに、自動車構造部材として本発明の高強度冷延鋼板を用いた場合、自動車の軽量化、安全性向上などに寄与し、産業上極めて有益である。

本発明は、下記に示す成分に規定し、さらに焼鈍条件の規定、具体的には、再結晶焼鈍後、急冷開始温度から100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、次いで焼戻温度をT₁(℃)とした時、0.5×T₁(℃)以上までを10℃/s以上で急速加熱し焼戻処理を施すことを特徴とし、これらは本発明において最も重要な要件である。このように成分及び焼鈍条件を規定することにより、低温変態相であるマルテンサイトの変形能が向上し、伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由は以下の通りである。

C:0.03〜0.2%
Cは焼入れ組織のマルテンサイト相を強化するために重要な元素である。Cが0.03%未満では強度上昇の効果が不十分となる。一方、Cが0.2%を超えると、良好な溶接性が得られない。以上より、Cは0.03%以上0.2%以下とする。

Si: 2%以下
Siは、固溶強化元素であって、高強度で高伸びの鋼板を得るために有効な元素である。しかし、2%を超えると鋼板表面にSi酸化物を多量に形成し、化成処理性を劣化させるため、Siは2%以下とする。

Mn: 0.5〜3%
Mnは連続焼鈍炉での徐冷帯でのフェライト生成を抑制するために重要な元素である。0.5%未満ではその効果が十分でない。一方、3%を超えると連続鋳造工程でスラブ割れが発生する。以上より、Mnは0.5%以上3%以下とする。

P:0.1%以下、S:0.01%以下
P、Sは、本発明鋼中では不純物であり、鋼板の加工性を考慮した場合、低いほうが好まし。このため、Pは0.1%以下、Sは0.01%以下とする。

Sol.Al:0.01〜0.1%
Alは脱酸材として使用されるが、0.01%未満では十分な脱酸効果が得られない。一方、0.1%超えではAl添加の効果が飽和し不経済となる。以上より、Sol.Alは0.01%以上0.1%以下とする。

N:0.005%以下
Nは粗鋼中に含有される不純物であり、素材鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Nを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、実質的に無害となる0.005%以下とする。

Cr:1%以下
Crは鋼板の高強度化のため、必要に応じて添加される。耐食性が改善される等好ましい場合もある。本発明の効果を損なわず、上記効果を得るためには、Crは1%以下の含有量で添加することが好ましい。

Mo:1%以下
Moは析出強化元素であるが、多すぎると延性の低下をもたらし、また、価格も高価である。以上の理由から、Moは1%以下の含有量で添加することが好ましい。
V：0.05〜0.2%、B：0.0002〜0.002%、Nb：0.005〜0.1%、Ti：0.005〜0.1%
V、B、Nb、Tiの窒化物生成元素は、強度調整などを目的に、特性、製造性を劣化させない範囲で含有することができ、V：0.05%以上%0.2%以下、B：0.0002%以上0.002%以下、Nb：0.005%以上0.1%以下、Ti：0.005以上0.1%以下の含有量で1種または2種以上添加されることが好ましい。

なお、上記以外の残部は実質的にFeからなる。ここで、残部が実質的にFeとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。

次に本発明の製造方法について説明する。

以上の化学成分範囲に調整された溶鋼から、連続鋳造または造塊でスラブを溶製する。次いで、得られたスラブを冷却後再加熱するか、あるいはそのまま熱間圧延を行う。熱間圧延における最終圧延温度は、伸びおよび伸びフランジ性を向上させるためAr3点以上が望ましい。Ar3点より低い最終圧延温度では、最終圧延の段階で二相組織となるためフェライト粒の著しい粗大化が起こり、冷延、焼鈍を行っても加工性の良い鋼板が得られない場合がある。

次いで、得られた熱延板を冷却し巻取る。巻取り温度は伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため、620℃以下が望ましい。

次いで、酸洗し、冷間圧延し、所望の板厚とする。このときの冷間圧延率は、伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため50%以上が望ましい。

次に、上記により得られた鋼板に対して再結晶焼鈍、焼戻処理を行う。

ここで、本発明の製造方法では、低温変態相であるマルテンサイトの変形能が向上した、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織あるいはマルテンサイト単相組織からなる鋼板を得ることを特徴とするため、再結晶焼鈍〜焼戻処理は、再結晶焼鈍後、100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、次いで焼戻温度をT₁(℃)とした時、0.5×T₁(℃)以上までを10℃/s以上で急速加熱することとする。これらは本発明において最も重要な要件である。以下、これについて詳細に説明する。

まず、Ac1点以上に均熱保持（再結晶焼鈍）した後、急冷開始温度まで冷却する。再結晶焼鈍温度がAc1未満では、高温保持中にオーステナイト相が得られないため、急冷後にマルテンサイト相が得られず、高強度が達成できない。 均熱保持時間は特に限定しないが、10秒未満では、未溶解炭化物が存在する可能性が高くなり、オーステナイト相の存在量が少なくなる可能性があるため、10秒以上が好ましい。再結晶焼鈍後、急冷開始温度までの冷却は、特に限定されず、例えば、ガスジェット等の手段を用いることができる。また、急冷開始温度は550℃以上が好ましい。550℃未満では、第二相が十分にマルテンサイト変態せず、ベイナイトが混在する可能性がある。

次いで、急冷開始温度から100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷する。急冷開始温度から100℃までの冷却速度が100℃/s未満では、パーライトやベイナイトの析出、またマルテンサイト変態が起こらない可能性があり、高強度を得るには合金添加量を多くしなければならない等新たな問題が起きてしまう。なお、この時の冷却方法としては水冷が好ましい。しかし、冷却方法は、水冷に限定されるわけではなく、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを単独または併用して用いることも可能である。

次いで、急冷後、焼戻温度まで昇温する。この時、焼戻温度をT1（℃）とした場合、0.5×T₁（℃）（急速加熱完了温度）以上までの昇温は、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱を行うものとする。昇温速度が10℃/s未満の場合、または急速加熱完了温度が0.5×T₁に満たな場合は、マルテンサイト相中に炭化物の微細分散析出が起こらず、マルテンサイト相の変形能は従来の熱処理と大きな違いは無くなり、結果として、充分な伸びフランジ性の効果が得られない。上記の点から昇温速度は20℃/s以上が好ましい。また、急速加熱完了温度は、短時間で高い焼戻効果を得るために、0.8×T₁以上が好ましい。さらに急速加熱は、伸びフランジ特性を一層向上させるため、誘導加熱を利用することが望ましい。しかし、誘導加熱に限定されず、輻射加熱や直火加熱等の方法を用いることもできる。

次いで、昇温後、焼戻処理を行う。焼戻温度は200℃以上500℃以下とする。焼戻温度が200℃未満ではマルテンサイト相が十分焼戻されず、延性が低い。一方、焼戻温度が500℃超えでは、焼戻処理を行った場合、強度の急激な低下が起こる。また、TS≧780MPaのさらに高強度の冷延鋼板を得るためには、焼戻温度は200℃以上400℃以下が好ましい。

以上のように、再結晶焼鈍、急冷後、急速加熱することで、λが向上する。λが向上したことについての詳細は不明であるが、急速加熱することで炭化物が微細分散して析出し、マルテンサイト相の変形能が上昇したためではないかと考えられる。

次いで、焼戻処理後、冷却を行う。この時の冷却方法、冷却速度は特に限定しない。

以上より、本発明の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることができる。

表1に示す化学組成を有する鋼スラブを連続鋳造により製造し、1250℃にスラブを再加熱後、板厚2.8mmまで熱間圧延を行った。熱間圧延は仕上げ温度850〜900℃、巻取り温度500〜600℃で行った。次いで、酸洗、冷間圧延し、板厚1.2mmの鋼板を得た。得られた鋼板に対して、連続焼鈍炉により表2に示す均熱温度にて再結晶焼鈍し、水焼入れにおいて100℃/s以上の冷却速度で急冷し、表2に示す体積率にてマルテンサイト相を有する複合組織鋼を得た後、表2に示す焼戻温度にて焼戻処理をした。焼戻温度までの加熱は誘導加熱を用いた。

以上の熱処理を行った鋼板に対し、以下に示す各試験を行い、YP(MPa)、TS(MPa)、El(%)、および穴拡げ率λ(%)を評価した。結果を表3に示す。
引張試験：鋼板の圧延方向に対して直角にJIS5号試験片を切削加工により採取し、JIS Z2241に準拠して行った。
穴拡げ試験：日本鉄鋼連盟規格JFST1001−1996に準拠して行った。

表3より、本発明例である供試材番号G〜Lは、穴拡げ率λが比較例に比べ高く、良好な伸び及び伸びフランジ性を有していることがわかる。一方、比較例A〜Fは、急速加熱を行わず焼戻処理温度までの昇温速度が10℃/s未満と本発明範囲外のため、本発明例に比べマルテンサイト相の変形能が低く、伸びフランジ性が劣っている。

表1の鋼番号4の組成を有する鋼を用いて、実施例1と同様の条件で冷間圧延まで行った。次いで、得られた鋼板に対して、表4に示す条件で熱処理を行った。なお、熱処理を行うに際し、水焼入れは100℃/s以上の冷却速度で急冷し、焼戻温度までの加熱は種々の方式を用いた。

熱処理を行った鋼板に対し、実施例1と同様に、引張試験、穴拡げ試験を行い、性能を評価した。得られた結果を表5に示す。

表5より、本発明例である供試材番号1、2、4、9、11、12、13、14、16、17、18は、いずれも引張強度が780〜1090MPaであり、TS×(El×λ)^1/2が30000以上と良好な伸び及び伸びフランジ性を有している。

一方、例えば、比較例である供試材番号7は再結晶温度が650℃とAc1点未満のため、強度、穴拡げ率が低く、伸びフランジ性が劣っている。供試材番号10は焼戻温度が50℃と低いために、マルテンサイト相の十分な焼戻しが得られず、穴拡げ率が低く、伸びフランジ性が劣っている。供試材番号3、5、6、8、15は焼戻温度までの昇温速度が10℃/s以下のため、本発明例に対しマルテンサイト相の変形能が低く、伸びフランジ性が劣っている。以上のように、比較例はTS、El、λのいずれかの特性が劣り、TS×(El×λ)^1/2が30000未満となっている。

また、以上の結果をもとに、焼戻処理時の昇温速度とTS×(El×λ)^1/2の関係を図1に示す。図1によれば、特性バランスの優れた980MPa級鋼板を得るためには焼戻処理時の昇温速度範囲が存在することがわかる。すなわち、特性バランスの優れた980MPa級鋼板の基準となるTS×(El×λ)^1/2の値が30000以上とするためには、昇温速度は10℃/s以上である。また、加熱方法が輻射加熱および直火加熱であっても昇温速度が10℃/ｓ以上であればTS×(El×λ)^1/2の値が30000以上となっている。しかし、誘導加熱による昇温のほうがより穴拡げ性に優れた特性を示すため好ましい。

焼戻処理時の昇温速度とTS×(El×λ)^1/2の関係を示す図である（実施例2）。

Claims (3)

1. mass%で、C:0.03〜0.2%、Si:2%以下、Mn:0.5〜3%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、SolAl:0.01〜0.1%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼を溶製し、次いで熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を行い得られた鋼板を、
   Ac1変態点以上の温度で再結晶焼鈍し、
   急冷開始温度から100℃以下まで100℃/s以上の冷却速度で急冷し、
   焼戻温度をT₁(℃)とした時、0.5×T₁(℃)以上までを、10℃/s以上の昇温速度で急速加熱し、
   200〜500℃の温度で焼戻処理を行う
   ことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
2. 前記鋼に、さらに、Cr:1%以下、Mo:1%以下の1種または2種を含有することを特徴とする請求項１に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
3. 請求項1または2に記載の鋼に、さらに、V:0.05〜0.2％、B:0.0002〜0.002%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.1%の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に記載の伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

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