JP2009545676A - 衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】延伸率が高くて加工性に優れ、降伏強度が高くて衝突特性に優れた高加工性高強度鋼板とその製造方法が提供される。
【解決手段】高マンガン鋼板は、重量％で、炭素０．２〜１．５％、マンガン１０〜２５％、アルミニウム０．０１〜３．０％、リン０．０３％以下、硫黄０．０３％以下、窒素０．０４０％以下を含み、これにシリコン０．０２〜２．５％、チタニウム０．０１〜０．１０％、及びニオビウム０．０１〜０．１０％のグループから選択される少なくとも１種、残りのＦｅ及びその他不可避に含有される不純物で組成される。この鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板またはメッキ鋼板であることができ、延伸率が高く、ひずみ硬化指数が高くてプレス加工性に優れて車体の構造部材だけでなく、形状が複雑な内板材としても適合する。また、鋼板の特性中、衝撃吸収能に優れるため自動車のフロントサイドメンバーなどの部品に使用することができる。

Description

本発明は自動車用鋼板に使用される高マンガン鋼及びその製造法に関する。より詳しくは、延伸率が高くて加工性に優れ、降伏強度が高くて衝突特性に優れた高加工性高強度鋼板とその製造方法に関する。

自動車メーカは環境汚染防止、燃費向上、安定性向上を目的に軽量素材、高強度素材の適用を拡大しており、これは自動車部品以外の多くの構造部材に適用される材料が有すべき特性でもある。しかし、素材の強度が増加すると延伸率が減少する特性を有し、これを克服するため成形性に優れた二相鋼と変態誘起塑性鋼などを使用している。

しかし、現在まで開発された自動車構造部材及び内板材に適用される加工用高強度鋼は自動車部品が要求する加工性を満足しないため、複雑な形状を有している部品を製造することが難しい。これを解消するため、自動車メーカは部品の形状を簡素化したり、複数の部品に区分して成形し、再び溶接する工程を利用している。溶接する場合、溶接部の強度が母材部分と異なるため車体の設計に多くの制約が伴うだけでなく、溶接部の劣位による部品特性の低下は勿論、部品を分けて成形することで工程費用が大きく増加する。従って、自動車メーカでは複雑な形状の部品に適用し車体設計時に設計自由度を高めるため、高強度でありながらも加工性の高い材料を求め続けている。

自動車用鋼板分野では、最近、燃費向上と大気汚染を減らすため自動車の重さを減らすことのできる成形性に優れた高強度の鋼板が求められている実情である。従来の自動車用鋼板としては成形性を考慮して基地組織がフェライトである低炭素鋼系列の高強度鋼が使用されている。しかし、自動車用鋼板として低炭素鋼系列の高強度鋼を使用する場合には、引張強度が８００ＭＰａ級以上では延伸率が商業的に最高３０％以上確保することが難しい。従って、８００ＭＰａ級以上の高強度鋼を複雑な形状の部品に適用することは難しいため部品の形状を簡単にするなどの自由な部品設計が困難な実情である。上記のような問題を解決するため、延性と強度に優れたオーステナイト系高マンガン鋼（特許文献１、特許文献２）が提案されている。しかし、上記特許文献１は高マンガン添加により延性は確保されるが、変形部にひずみ硬化が酷く、加工後、鋼板が容易に破断してしまう現象がある。また、上記特許文献２も延性は確保されるが、多量のシリコン添加によって電気メッキ性及び溶融メッキ性に不利という短所がある。また上記の鋼板は加工性には優れるが降伏強度が低いため衝突特性が劣位という短所がある。

自動車素材として使用される素材は衝突時に衝突エネルギーを吸収し、変形を防ぐため降伏強度が高い場合有利である。しかし、高マンガン鋼の場合、オーステナイト組織を有することにより降伏強度が低い特性を示すため、これを克服することが必要である。

日本国公開特許公報１９９２−２５９３２５号公報 国際公開ＷＯ０２／１０１１０９号パンフレット

本発明は、延伸率に優れて加工性が高く、降伏強度が高くて衝突特性に優れた高加工性高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成すべく、本発明の鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）０．２〜１．５％、マンガン（Ｍｎ）１０〜２５％、アルミニウム（Ａｌ）０．０１〜３．０％、リン（Ｐ）０．０３％以下、硫黄（Ｓ）０．０３％以下、窒素（Ｎ）０．０４０％以下を含み、これにシリコン（Ｓｉ）０．０２〜２．５％、チタニウム（Ｔｉ）０．０１〜０．１０％、及びニオビウム（Ｎｂ）０．０１〜０．１０％のグループから選択される少なくとも１種、残りのＦｅ及びその他不可避に含有される不純物で組成される。本発明の鋼板はオーステナイト単相組織からなる。

本発明の鋼板は、４００〜６００ＭＰａ以上の降伏強度と９００〜１０００ＭＰａ以上の引張強度を有し、冷間での圧延によるひずみ硬化により７５０ＭＰａ以上の降伏強度と１０００ＭＰａ以上の引張強度を有するようになる。

本発明では、上記の本発明の成分系を有する鋼板を冷間で１０〜８０％の圧下率で圧延する。ここで、圧延は調質圧延、二重圧延、及び熱間最終圧延のうちいずれか一つの圧延であることができる。また、上記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板、及びメッキ鋼板のうちいずれか一つから選択されることができる。

本発明では冷延鋼板を製造する場合には、上記の成分系を有する鋼を１０５０〜１３００℃で均質化処理した後８５０〜１０００℃の仕上げ圧延温度条件で熱間圧延し、７００℃以下の温度範囲で巻取した後、３０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、６００℃以上の温度で連続焼鈍して製造することができる。

本発明によると、延伸率が高く、高強度であるため車体の構造部材だけでなく、形状が複雑な内板材としても適合した鋼板が提供される。この鋼板は鋼板の特性の中で、衝撃吸収能に優れるため自動車のフロントサイドメンバーなどの部品に使用することができる有用な効果がある。

微細組織の写真である。 冷間圧延鋼板の増加量による引張曲線の変化と強度−延伸率の変化とを示したグラフである。

以下、本発明を詳しく説明する。
本発明では、シリコン、チタニウム、及びニオビウムの少なくとも１種の適切な量を添加することにより、鋼板の降伏強度を増加しようとする。製造された熱間圧延、冷間圧延、及びメッキ鋼板を利用して冷間で圧延することにより、降伏強度が高くて衝突特性に優れた鋼を製造することができる。

本発明では、オーステナイト単相を得て、双晶により加工性を向上するため、マンガン、炭素、アルミニウムの添加量を適切に調節しながら微細組織を制御して降伏強度を増加させるため、シリコン、チタニウム、及びニオビウムの添加量を最適化することに、特徴がある。また、双晶によりひずみ硬化処理される場合、延伸率が非常に優れるため、冷間加工により延伸率が多少減少しても自動車部品に必要な成形性を確保することができるという実験結果に基づいて、冷間加工を通して降伏強度が増加するようにする。

本発明は、常温で完全オーステナイト相を確保するため、オーステナイト安定化元素であるマンガンと炭素の量を最適化し、これら成分により変形時に双晶を形成するようにする。また、アルミニウムの量を調節して双晶が形成される速度を制御して引張特性を改善する。製造コストを減らすため添加されるマンガン（Ｍｎ）の添加量を最小化することが重要で、マンガンの量を減らすためには炭素を一部添加することが重要である。鋼の加工中に双晶変形を助長するためにも炭素、及びアルミニウムの添加量を適切に調節する。一方、降伏強度を増加させるためには、結晶粒度を減らすことが好ましく、このため、シリコン、チタニウム、及びニオビウムなどの少なくとも１種を添加する。

本発明において鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、及びメッキ鋼板に該当するものである。

以下、上記の鋼成分の選定及び成分範囲の限定理由などについて説明する。

炭素（Ｃ）の含量は、０．２〜１．５％が好ましい。

炭素はオーステナイト相の安定化に寄与するため、その添加量が増加するほど有利である。炭素の添加量が０．２％未満では、相変形中にα’−マルテンサイト相が生成されるため、加工中にクラックが発生し、延性が低下することがあるという短所がある。そして、炭素の添加量が１．５％を超える場合には、オーステナイト相の安定度が大きく増加してスリップ変形による変形挙動の転移により加工性が低くなることがある。

マンガン（Ｍｎ）の含量は１０〜３０％、より好ましくは１０〜２５％にする。

マンガンもオーステナイト相を安定化させるために必須の元素であるが、１０％未満では成形性を損なうα’−マルテンサイト相が生成され、強度は増加するが、延性が急激に減少する。そして、マンガンの添加量が３０％超過では、双晶形成が抑制され強度は増加するが延性が減少する。そして、マンガンの添加量が増加するほど熱間圧延中のクラック発生が起こりやすく、原料コストが高いマンガンの多量添加により鋼板製造コストが増加するため、好ましくは、マンガンの含量を２５％以下にする。

アルミニウム（Ａｌ）の含量は０．０１〜３．０％が好ましい。

アルミニウムは通常、鋼の脱酸のため添加されるが、本発明ではアルミニウムが延性の向上のため添加される。すなわち、アルミニウムはフェライト相の安定化元素であるが、鋼のスリップ面で積層欠陥エネルギーを増加させ、ε−マルテンサイト相の生成を抑制して延性を向上させる。また、アルミニウムは低いマンガン添加量の場合にもε−マルテンサイト相の生成を抑制するため、マンガンの添加量を最小化し加工性を向上させるために非常に役立つ。従って、アルミニウムの添加量が０．０１％未満の場合にはε−マルテンサイトが生成され強度は増加するが、延性が急激に減少する。そして、アルミニウムの添加量が３．０％を超える場合には双晶発生を抑制して延性を減少させ、連続鋳造時に鋳造性を劣らせ、熱間圧延時に表面酸化が酷くて製品の表面品質を低下させるようになる。

リン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）の含量はそれぞれ０．０３％以下にすることが好ましい。

リンと硫黄は鋼板の製造時に不可避に含有される元素であるため、その添加範囲を０．０３％以下に制限する。特にリンは、偏析が生じて鋼の加工性を減少させ、硫黄は粗大なマンガン硫黄化物（ＭｎＳ）を形成してフランジクラックのような欠陥を発生させ、鋼板の孔拡張性を減少させるため、その添加量を最小に抑制することが好ましい。

窒素（Ｎ）の含量は、０．０４％以下が好ましい。

窒素は凝固過程でアルミニウムと作用してオーステナイト結晶粒内で微細な窒化物を析出させ双晶発生を促進するため、鋼板の成形時に強度と延性を向上させる。しかし、窒素の添加量が０．０４％を超える場合には窒化物が過度に析出され熱間加工性及び延伸率が低下する。

上記のように組成される鋼にシリコン、チタニウム、及びニオビウムのグループから選択された少なくとも１種が含まれる。

シリコン（Ｓｉ）の含量は、０．０２〜２．５％が好ましい。

シリコンは固溶強化される元素で固溶強化効果により結晶粒度を減らすことにより、降伏強度を増加させる元素である。通常、シリコンを添加し過ぎる場合、鋼板の表面にシリコン酸化層を形成して溶融メッキ性を劣らせるものと知られている。しかし、マンガンが多量に添加された鋼では、適切な量のシリコンが添加される場合、表面に薄いシリコン酸化層が形成されマンガンの酸化を抑制するため、冷延鋼板で圧延後に形成される厚いマンガン酸化層が形成されることを防ぐことができ、焼鈍の後に冷延鋼板で進行される腐食を防いで表面品質を向上させ、電気メッキ材の素地鋼板として優れた表面品質を維持することができる。

しかし、シリコンの添加量が増加すると、鋼板の熱間圧延を行うとき鋼板表面にシリコン酸化物が形成され、酸洗性を悪くして熱延鋼板の表面品質を悪くする短所がある。そして、シリコンは、連続焼鈍工程と連続溶融メッキ工程で高温焼鈍時に鋼板表面に濃縮され、鋼板の溶融メッキを行うとき鋼板表面に溶融亜鉛の濡れ性を減少させるため、メッキ特性を減少させる。さらに、多量のシリコン添加は、鋼の溶接性を大きく低下させる。従って、シリコンの上限添加量は２．５％が好ましい。衝突特性はメッキ層の腐食性とは異なって内部金属基地層の機械的特性と関連し、メッキのための熱処理条件がオーステナイト単相組織を有する高マンガン鋼板の機械的特性に影響を与えないため、本製品はメッキ製品の衝突特性を含む。

チタニウム（Ｔｉ）の含量は、０．０１〜０．１％が好ましい。

チタニウムは、炭素と結合して炭化物を形成する強炭化物形成元素で、この際に形成された炭化物は結晶粒の成長を妨げて、結晶粒度の微細化に効果的な元素である。しかし、チタニウムの含量が０．００５％未満と微量添加する場合は効果が現れず、０．１０％を超えると過量のチタニウムが結晶粒界に偏析して粒界脆化を起こしたり、析出相が過度に粗大化して結晶粒の成長効果を劣らせることがある。

ニオビウム（Ｎｂ）の含量は０．００５〜０．１％、より好ましくは０．０１〜０．１％にする。

ニオビウムは、チタニウムと同じ形態で炭素と結合して炭化物を形成する強炭化物形成元素である。同じく、この際に形成された炭化物は結晶粒の成長を妨げて結晶粒度の微細化に効果的な元素で、通常のチタニウムより低い温度で析出相を形成するため、結晶粒度の微細化と析出相の形成による析出強化の効果が大きい元素である。しかし、ニオブの含量を０．００５％未満に微量添加する場合は析出強化効果が現れず、０．１０％を超えると過量のニオビウムが結晶粒界に偏析して粒界脆化を起こしたり、析出相が過度に粗大化して結晶粒の成長効果を劣らせることがある。好ましいニオビウムの添加量は０．０１〜０．１％である。

以下、高マンガン鋼板の製造方法について説明する。

一般的に、高マンガン熱延鋼板の製造は、通常の鋼の製造工程と同様に連続鋳造法を利用することができる。上記組成で鋼を通常の条件と同様に均質化処理を実施した後、仕上げ圧延し巻取して熱延鋼板を製造する。

本発明において、熱間圧延時に高マンガン鋼板の連鋳スラブ加熱温度を１０５０〜１３００℃にすることが好ましい。加熱温度の上限を１３００℃に限定した理由は、温度が高いほど結晶粒度が増加し、表面酸化が発生して強度が減少したり、表面の物理的特性が劣位される特性をみせるためである。また、１３００℃を超えて加熱すると連鋳スラブの柱状晶粒界に液状膜が生じるため、熱間圧延時に亀裂が発生することもある。一方、加熱温度の下限を１０５０℃に限定した理由は、加熱温度が低いと仕上げ圧延時に必要な温度の確保が難しくなり、温度減少により圧延荷重が増加して所定の厚さまで十分圧延することができないためである。すなわち、通常の仕上げ圧延温度は熱延工程で少なくとも８５０℃以上、好ましくは９００℃程度であるため、仕上げ圧延温度を低めると圧延荷重が高くなって圧延機に無理がかかるだけでなく、鋼板内部の品質にも悪影響を及ぼすようになる。そして、圧延仕上げ温度を過度に高くする場合、圧延時に表面酸化が発生するため、圧延仕上げ温度は１０００℃に制限する。

熱延巻取温度は７００℃以下で行う。巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板表面に厚い酸化膜が形成され、また内部酸化が起きるため、酸洗過程で酸化層が容易に除去されない。従って、熱延鋼板の巻取温度は低くすることが好ましい。

上記から得られた熱延鋼板は必要に応じて冷延鋼板へと製造する。

冷延鋼板は鋼板の形状と厚さを合わせるため冷間圧延して得られるが、好ましい冷間圧延は３０〜８０％の圧下率で行う。

冷間圧延鋼板は６００℃以上で連続焼鈍する。この際、焼鈍温度が低すぎると十分な加工性を確保することが難しく、低温でオーステナイト相を維持することができるほどオーステナイトへの変態が十分起こらないため、焼鈍温度を６００℃以上にすることが好ましい。本発明では相変態が簡単に起こらないオーステナイト鋼を使用するため、再結晶温度以上に加熱すると十分加工性を確保することができるため、通常の焼鈍条件で焼鈍を行って冷延鋼板を製造することができる。

上記から得られた焼鈍鋼板を必要に応じてメッキするが、メッキは溶融メッキ、電気メッキ、及び蒸着メッキなどの方法を選択することができ、好ましくは溶融メッキする。メッキ鋼板の製造方法は、冷延鋼板を利用して６００℃以上で連続焼鈍を実施し、溶融メッキ、電気メッキ、及び蒸着メッキ鋼板を製造するものとして構成される。電気メッキ工程や溶融メッキ工程中の通常の熱処理条件は、一般的な変態誘起塑性鋼板の場合に影響を及ぼすが、本発明の鋼はオーステナイト単相を有し、変態が無く機械的な特性に大きな差が発生しないため、通常の条件でメッキを実施することができる。

本発明では、上記の本発明の成分を満たす高マンガン鋼板の例を挙げて熱延鋼板、冷延鋼板、及びメッキ鋼板のうちいずれか一つを冷間で１０〜８０％の圧下率で再度圧延して、降伏強度を高くすることができる。ここで圧延は、製鉄所で使用する調質圧延、二重圧延、及び熱間コイル処理のうちいずれか一つを利用して行うことができる。

以下の実施例を通して本発明を詳しく説明する。

表１は本発明鋼と比較鋼の化学成分を表したもので、溶解された鋼の鋼塊を１２００℃の加熱炉で一時間維持した後、熱間圧延を実施した。この際、熱間圧延の仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６５０℃にした。熱間圧延鋼板の一部はＪＩＳ５号の規格で引張試片を加工した後、万能引張試験機を利用して引張試験を実施した。そして、熱間圧延を行った鋼板を利用して、酸洗を実施し、冷間圧下率を５０％にして冷間圧延を実施した。冷間圧延された試片を焼鈍温度を８００℃にし、過時効温度を４００℃にして、連続焼鈍疑似熱処理を実施した。連続焼鈍疑似熱処理の後、万能引張試験機を利用して引張試験を実施した。一方、冷間圧延試片を焼鈍温度８００℃にし溶融亜鉛浴を４６０℃にして連続焼鈍疑似熱処理を実施した。

表２は本発明鋼と比較鋼の製造条件による機械的な性質の変化を表したものである。備考に発明鋼と表示された本発明の鋼板は、熱延鋼板を示し、連続焼鈍疑似熱処理を行った後、引張試験を実施した場合、引張強度（ＴＳ）７００ＭＰａ以上、延伸率（Ｔ−Ｅｌ）４０％以上、降伏強度（ＹＳ）５００ＭＰａ以上の熱延鋼板を得た。したがって、自動車メンバー、フィラーのような構造部材用材料として適切な材質を確保した。

試料番号１、２番の鋼板はマンガンの添加量が少なく十分な強度と延性を確保することができない。

試料番号３〜６、８〜９、１４〜１５、１９の鋼板は炭素、マンガン、シリコン、アルミニウムの添加量が適切でないため、延伸率が低かったり、降伏強度が５００ＭＰａ以下と低いため構造部材として適しない。

試料番号７、１０〜１３、１６〜１８の鋼板は、炭素、マンガン、アルミニウムの添加量が適当で、シリコン、チタニウム、ニオビウムの添加により好ましい降伏強度を有して、構造部材に適切な材質を有する。
［実施例２］

実施例１から得られたオーステナイト単相組織を有する高加工性高マンガン型高強度鋼板を再び冷間圧延する場合に対する機械的な性質を測定し、その結果を表３に表した。

表３に表したように、降伏強度が増加することを示す。通常、１０％の変形でも降伏強度が７５０ＭＰａ以上と大きく増加し、延伸率は４４％の優れた結果を示して、構造部材としての成形性と衝突特性を有することが分かる。

本発明において、上記実施形態は一つの例示であって、本発明がこれに限定されるのではない。本発明の特許請求の範囲に記載された技術的な思想と実質的に同じ構成を有し、同じ作用効果を成すものは如何なるものであっても本発明の技術的範囲に含まれる。従って、当該技術分野の通常の知識を有する者が本発明の特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を外れない範囲内で多様な形態の置換、変形、変更が可能であり、このようなものは本発明の範囲に属する。

Claims (7)

1. 重量％で、炭素０．２〜１．５％、マンガン１０〜２５％、アルミニウム０．０１〜３．０％、リン０．０３％以下、硫黄０．０３％以下、窒素０．０４０％以下を含み、これにシリコン０．０２〜２．５％、チタニウム０．０１〜０．１０％、及びニオビウム０．０１〜０．１０％のグループから選択される少なくとも１種、残りのＦｅ及びその他不可避に含有される不純物で組成される、衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板。
2. 前記鋼板は、オーステナイト単相組織である、請求項１に記載の衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板。
3. 前記鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏強度と９００ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１に記載の衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板。
4. 請求項１の前記鋼板を冷間で１０〜８０％の圧下率で圧延する、衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板の製造方法。
5. 前記圧延は、調質圧延、二重圧延、及び熱間最終圧延のうちいずれか一つの圧延である、請求項４に記載の衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板の製造方法。
6. 前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、及びメッキ鋼板のうちいずれか一つから選択される、請求項４に記載の衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板の製造方法。
7. 前記鋼板は、下記の（ａ）、（ｂ）、及び（ｃ）の少なくとも一つの工程により得られる熱延鋼板、冷延鋼板、及びメッキ鋼板のうちいずれか一つから選択される、請求項４に記載の衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板の製造方法：
   （ａ）鋼スラブを１０５０〜１３００℃で均質化処理した後８５０〜１０００℃の仕上げ圧延温度条件で熱間圧延し、７００℃以下の温度範囲で巻取して熱延鋼板を得る工程、
   （ｂ）前記熱延鋼板を３０〜８０％の圧下率で冷間圧延し、得られた鋼板を６００℃以上の温度で連続焼鈍して冷延鋼板を得る工程、
   （ｃ）前記熱延鋼板または冷延鋼板を溶融メッキ、電気メッキ、及び蒸着メッキから選択される方法でメッキしてメッキ鋼板を得る工程。

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