(57)【要約】【課題】プレス成形時の突発的な破断を回避でき、700〜900MPaのTSを有する延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.5〜1.5%、Si:0.1%以下、Mn:10〜25%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.1%以下、Ni:3.0〜8.0%、Mo:0.1%以下、N:0.01%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が5〜30μmの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で1%以下のその他の組織からなるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.5〜1.5%、Si:0.1%以下、Mn:10〜25%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.1%以下、Ni:3.0〜8.0%、Mo:0.1%以下、N:0.01%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が5〜30μmの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で1%以下のその他の組織からなるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板。
【請求項２】
請求項1に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の加熱温度に再加熱後、800℃以上の仕上温度で熱間圧延し、800℃以下の温度域を20℃/s以上の冷却速度で少なくとも600℃まで冷却し、600℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項３】
巻き取り後、さらに、スケール除去し、750〜1050℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも450℃までの温度域を10℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項2に記載の延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項４】
巻き取り後、さらに、スケール除去し、冷間圧延した後、750〜1050℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも450℃までの温度域を10℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項2に記載の延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車に代表される輸送機械などの産業分野で使用される高張力鋼板、特に、引張強度(TS)が700〜900MPaの延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球温暖化抑制の観点から、二酸化炭素の排出量低減が喫緊の課題となり、自動車の燃費向上が従来に増して強く求められている。このため、車体材料である鋼板の高張力化により構成部品の薄肉化を図り、車体を軽量化する対策が活発に検討されている。しかし、鋼板の高張力化は不可避的にプレス成形性の低下を招くことから、高張力と良好なプレス成形性を併せ持つ鋼板の開発が推進され、これまでにフェライトとマルテンサイトからなる二相組織鋼板や変態誘起塑性を有する残留オーステナイト鋼板などの種々の複合組織鋼板が自動車部品に適用されて、一定の効果をあげてきた。
【０００３】
最近では、近い将来に二酸化炭素の排出規制が一段と厳格化されることが決定され、車体の軽量化目標は非常に高度化している。そのため、従来はTSが540MPa以下の鋼板が使用されていた成形難度の高い部品に対しても薄肉化が必要となり、従来の鋼板と同等のプレス成形性を有するTSが700〜900MPaの高張力鋼板が強く希求されている。
【０００４】
こうした状況から、これまで板金素材への適用が少なかった高Mnオーステナイト鋼の高張力鋼板への適用が検討されている。高Mnオーステナイト鋼は、室温下でもオーステナイトを主相とし、従来は非磁性鋼あるいは低温用鋼として利用されてきたが、オーステナイトの双晶誘起塑性によって著しい加工硬化と極めて高い延性を発現することから、この効果を活用した新しいタイプの高延性高張力鋼板が提案されている。例えば、特許文献1には、重量%で、C:1.0%以下、Si:0.01〜2.50%、Mn:10〜30%、sol.Al:0.001〜0.10%、P:0.05%以下、S:0.05%以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼片を、1100℃以上に加熱後、粗圧延および仕上圧延の総圧下率90%以上で、かつ仕上温度800℃以上、最終板厚が1.1〜5.0mmとなるように連続熱間仕上圧延を終了し、次いで10〜100℃/sの冷却速度にて650℃以下まで冷却後、巻取る加工性に優れた自動車部品用高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献2には、質量%で、C:1.00%以下、Mn:7.00〜30.00%、Al:1.00〜10.00%、Si:2.50%超え8.00%以下、Al+Si:3.50%超え12.00%以下、B:0.00%超え0.01%未満、および任意成分として、Ni:8.00%未満、Cu:3.00%未満、N:0.60%未満、Nb:0.30%未満、Ti:0.30%未満、V:0.30%未満、P:0.01%未満を有する冷間成形性に優れた高強度軽量鋼帯または鋼板が開示されている。さらに、特許文献3には、重量%で、C:0.5〜0.7%、Mn:17〜24%、Si:3%以下、Al:0.050%以下、S:0.030%以下、P:0.08%以下、N:0.1%以下、そして任意の選択として、Cr:1%以下、Mo:0.40%以下、Ni:1%以下、Cu:5%以下、Ti:0.50%以下、Nb:0.50%以下、V:0.50%以下といった元素のうちの一つまたは複数を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、再結晶率が75%を超え、炭化物の面積率が1.5%未満で、平均オーステナイト粒径が18μm未満であるTSが900MPa超え、TS×El(El:破断伸び)が45000MPa・%超えのFe-C-Mn系オーステナイト熱延鋼板やTSが950MPa超え、TS×Elが45000MPa・%超えのFe-C-Mn系オーステナイト冷延鋼板が開示されている。さらにまた、特許文献4には、C:0.15〜0.70wt%、Si:0.10〜3.00wt%、Mn:12〜30wt%、Ti:0.01〜0.10wt%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなると共に、CおよびMnの含有量に関し60×Cwt%+Mnwt%≧36wt%を満足し、かつ非金属介在物量に関し清浄度が0.03%以下である鋼塊または鋼片を、1050〜1250℃に加熱後、仕上温度を900℃にして熱間圧延を行う局部変形能に優れた高Mn非磁性鋼の製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平4-259325号公報
【特許文献２】特表2004-521192号公報
【特許文献３】特表2006-528278号公報
【特許文献４】特開平5-171273号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献1〜4に記載された高Mnオーステナイト鋼板では、高歪域において加工硬化挙動が不安定化する、いわゆる塑性不安定現象が発生しやすいため、プレス成形時にネッキングを起こさずに突発的に破断しやすいという問題がある。
【０００７】
本発明は、プレス成形時の突発的な破断を回避でき、700〜900MPaのTSを有する延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
【０００９】
i) プレス成形時の突発的な破断を回避するには、JIS Z2201に規定された13B号試験片を用いて測定した局部伸び(l-El)を5%以上にする必要がある。
【００１０】
ii) l-Elを5%以上にするには、3質量%以上のNi添加と平均粒径が5μm以上の再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織にすることが効果的である。
【００１１】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、質量%で、C:0.5〜1.5%、Si:0.1%以下、Mn:10〜25%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.1%以下、Ni:3.0〜8.0%、Mo:0.1%以下、N:0.01%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が5〜30μmの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で1%以下のその他の組織からなるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板を提供する。
【００１２】
本発明の高張力鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の加熱温度に再加熱後、800℃以上の仕上温度で熱間圧延し、800℃以下の温度域を20℃/s以上の冷却速度で少なくとも600℃まで冷却し、600℃以下の巻取温度で巻き取ることにより製造できる。
【００１３】
巻き取り後、さらに、スケール除去し、750〜1050℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも450℃までの温度域を10℃/s以上の冷却速度で冷却したり、また、スケール除去し、冷間圧延した後、750〜1050℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも450℃までの温度域を10℃/s以上の冷却速度で冷却することができる。
【００１４】
すなわち、本発明の高張力鋼板は、熱間圧延まま(以後、熱延ままと呼ぶ)の鋼板、熱延ままの鋼板を焼鈍した鋼板、熱延ままの鋼板を冷間圧延後焼鈍した鋼板のいずれかの鋼板である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、プレス成形時の突発的な破断を回避でき、700〜900MPaのTSを有する延性に優れた高張力鋼板を製造できるようになった。本発明の高張力鋼板は、優れた強度-延性バランスを有しているので、成形難度の高い部品にも適用可能であり、自動車車体の軽量化に極めて好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明の延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法について、以下に詳細に説明する。なお、成分の量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１７】
1)成分組成
C:0.5〜1.5%
Cは、オーステナイト相の安定化に必須の元素であり、鋼の高張力化にも大きな役割を果たす。しかし、C量が0.5%未満では、オーステナイト相の安定化が不十分となり、優れた延性が得られない。一方、C量が1.5%を超えると、炭化物の析出によって延性が低下する。そのため、C量は0.5〜1.5%、好ましくは0.5〜1.0%とする。
【００１８】
Si:0.1%以下
Siは、鋼の脱酸のために添加できる元素である。しかし、鋼中のSi含有量として0.1%を超えるような添加は、脱酸効果の飽和や、介在物の増加による内部欠陥および表面欠陥の増加を招く。そのため、Si量は0.1%以下とする。なお、脱酸効果を十分に得るためには、Si量は0.01〜0.1%とするのが好ましい。
【００１９】
Mn:10〜25%
Mnは、Cと同様に、オーステナイト相の安定化に必須の元素である。しかし、Mn量が10%未満では、オーステナイト相の安定化が不十分で、優れた延性が得られない。一方、Mn量が25%を超えると、鋼の熱間加工性が低下して鋼板の製造性が損なわれる。そのため、Mn量は10〜25%、好ましくは15〜25%とする。さらに、双晶誘起塑性による延性向上効果を安定して実現させるためには、下記の(1)式を満足するようにC量とMn量を制御することが好ましい。
32≦20×[C]＋[Mn]≦36・・・(1)
ただし、[C]、[Mn]はそれぞれC、Mnの含有量を表す。
【００２０】
CおよびMnは、上記したように、オーステナイト相の安定化に影響する。発明者らは、オーステナイト相の安定化と材料特性、特にTS×Elバランスとの関係を検討し、C量、Mn量が本願の範囲であり、かつ、C量とMn量が(1)式を満足すると、特にTS×Elバランスが良好となることを知見した。これは、20×[C]＋[Mn]が(1)式を下回る、すなわち32未満となると、オーステナイト相が不安定で、マルテンサイト変態しやすくなり、一方、20×[C]＋[Mn]が(1)式を上回る、すなわち36を超えると、積層欠陥エネルギーが高くなりすぎて、双晶誘起塑性が起こりづらくなるためと考えられる。
【００２１】
P:0.1%以下
P量が0.1%を超えると、鋼の靱性が低下する。そのため、P量は0.1%以下、好ましくは0.05%以下とする。
【００２２】
S:0.05%以下
S量が0.05%を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、S量は0.05%以下、好ましくは0.02%以下とする。より好ましくは0.01%以下である。
【００２３】
Al:0.1%以下
Alは、鋼の脱酸のために添加できる元素である。しかし、鋼中のAl含有量として0.1%を超えるような添加は、脱酸効果の飽和や、介在物の増加による内部欠陥および表面欠陥の増加を招く。そのため、Al量は0.1%以下とする。なお、脱酸効果を十分に得るためには、Al量は0.01〜0.1%とするのが好ましい。
【００２４】
Ni:3.0〜8.0%
Niは、本発明において最も重要な元素であり、鋼の積層欠陥エネルギーを増加させ、双晶誘起塑性の発現を安定化させて延性を高める作用を有する。特に、高歪域における塑性不安定化の抑制に効果的であり、高Mnオーステナイト鋼板のl-Elの向上に有効である。こうした効果を十分に得るには、Ni量は3.0%以上とする必要がある。しかし、Ni量が8.0%を超えると、その効果が飽和するとともに、製造コストの増加を招く。そのため、Ni量は3.0〜8.0%、好ましくは3.0〜6.0%とする。
【００２５】
Mo:0.1%以下
Moは、鋼の再結晶を遅延させ、オーステナイト粒の微細化を通じて、鋼の高張力化に寄与する元素である。こうした効果を得るには、Mo量は0.01%以上であることが好ましい。しかし、Mo量が0.1%を超えると、TSが900MPaを超え、過度に高張力化し、延性が著しく低下する。そのため、Mo量は0.1%以下、好ましくは0.05%以下とする。
【００２６】
N:0.01%以下
N量が0.01%を超えると、鋼の延性が低下する。そのため、N量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下とする。
【００２７】
残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００２８】
2)ミクロ組織
本発明の高張力鋼板は、平均粒径が5〜30μmの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で1%以下のその他の組織からなるミクロ組織を有する。オーステナイト相の双晶誘起塑性を利用して高延性化を図るには、ミクロ組織はオーステナイト単相であることが必要である。また、高歪域まで安定して双晶誘起塑性を発現させるには、オーステナイト粒は内部の歪エネルギーを十分に開放した再結晶粒であることが必要である。さらに、オーステナイト粒の平均粒径が5μm未満だと、高歪域において変形双晶が生成しにくくなり、塑性不安定現象の発生を招く。そのため、本発明の高張力鋼板では、再結晶オーステナイト粒の平均粒径は5μm以上、好ましくは10μm以上とする。一方、平均粒径が30μmを超えると、所望のTSが得にくくなる。このため、再結晶オーステナイト粒の平均粒径は30μm以下とする。
【００２９】
なお、本発明のような高Mnオーステナイト鋼板では、熱間圧延後の冷却速度や焼鈍後の冷却速度により鉄炭化物やマルテンサイト相などの再結晶オーステナイト粒以外のその他の組織が生成する場合がある。高張力と優れた延性を安定して得るには、これらの生成を極力抑制することが好ましいが、組織全体に占めるこれらの面積率が1%以下程度であれば、本発明の目的が損なわれることはない。すなわち、本発明の高張力鋼板は、平均粒径が5〜30μmの再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織、あるいはさらに面積率で1%以下の鉄炭化物やマルテンサイト相などのその他の組織を有するものである。本発明の高張力鋼板は、再結晶オーステナイト粒の平均粒径が5〜30μmであり、該再結晶オーステナイト粒が鋼板組織全体に占める面積率が99%以上であるミクロ組織を有するものである。
【００３０】
ここで、再結晶オーステナイト粒の平均粒径は、鋼板の圧延方向平行断面の板厚1/4位置の組織を1000倍ないし5000倍の倍率で数視野SEM観察し、EBSD解析による相同定を併用して画像解析により求めた。また、再結晶粒であるかは、結晶粒形状によりアスペクト比が2未満であるかで判断し、あるいはさらにEBSD解析による粒内の歪量推定を併用して確認した。
【００３１】
3)製造条件
以下に、本発明鋼板の好ましい製造条件を示す。なお、本発明の高張力鋼板の製造方法は下記に限定されるものではない。
【００３２】
鋼スラブの加熱温度:1100〜1300℃
鋼スラブの加熱温度が1300℃を超えると、熱間加工性が低下する上、加熱に要するエネルギーが増大する。一方、加熱温度が1100℃未満になると、熱間圧延時の負荷の増大を招く。そのため、鋼スラブの加熱温度は1100〜1300℃、好ましくは1150〜1250℃とする。なお、鋼スラブの加熱においては、常温まで冷却した鋼スラブを再加熱してもよいし、鋳造後の冷却途中の温度が高い鋼スラブを補助的に加熱あるいは保熱してもよい。
【００３３】
熱間圧延時の仕上温度:800℃以上
熱間圧延時の仕上温度が800℃未満では、再結晶と粒成長が十分に進行せず、未再結晶粒の残存する熱延鋼板となりやすい上、その後に冷間圧延する場合に圧延負荷の増大を招く。そのため、熱間圧延時の仕上温度は800℃以上、好ましくは850℃以上とする。一方、仕上温度が1050℃を超えると、結晶粒が過度に粗大化しやすくなり、強度や延性が低下する場合がある。そのため、仕上温度は1050℃以下とすることが望ましい。なお、仕上温度を確保するために、エッヂヒーターあるいはバーヒーターなどの加熱装置を利用して、圧延中の鋼板を補助的に加熱することもできる。
【００３４】
熱間圧延後の冷却速度:800℃以下の温度域を20℃/s以上
熱間圧延後、800℃以下の温度域を20℃/s未満の冷却速度で冷却すると、冷却中に鉄炭化物が析出して延性が低下する。そのため、熱間圧延後、800℃以下の温度域を20℃/s以上の冷却速度で少なくとも600℃まで冷却する必要がある。なお、熱間圧延後の冷却速度が100℃/sを超えると、再結晶が完了しない場合があるので、熱間圧延後の冷却速度は100℃/s以下とすることが好ましい。
【００３５】
なお、仕上温度が800℃を超える場合は、再結晶を促進させるために800℃までの温度域を1〜10s間放冷(空冷)することもできる。なお、この場合も、800℃以下の温度域では少なくとも600℃まで20℃/s以上の冷却速度で冷却される。
【００３６】
巻取温度:600℃以下
巻取温度が600℃を超えると、巻き取り後の徐冷過程で鉄炭化物が生成し、延性の低下を招く。そのため、巻取温度は600℃以下、好ましくは550℃以下とする。
【００３７】
こうして製造された熱延ままの鋼板は、そのままで本発明の高張力鋼板になり得るが、熱延ままの鋼板をスケール除去後、あるいは熱延ままの鋼板をスケール除去後冷間圧延した後に、以下の焼鈍条件で焼鈍することもできる。なお、スケール除去は、酸洗など、常法に従って行えばよい。
【００３８】
焼鈍条件：焼鈍温度:750〜1050℃、焼鈍温度から少なくとも450℃までの温度域の冷却速度:10℃/s以上
熱延ままの鋼板の粒成長を促進させる上で、750〜1050℃の焼鈍温度で焼鈍を行うことができる。800〜1000℃の焼鈍温度で焼鈍することがより好ましい。
【００３９】
また、所望の板厚とするために熱延ままの鋼板に冷間圧延を施した鋼板を焼鈍する場合は、750〜1050℃の焼鈍温度で焼鈍を行う必要がある。これは、鋼板の組織を、平均粒径が5〜30μmの再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織とするためである。焼鈍温度が750℃未満では、再結晶が完了せず、十分な延性が得られない。一方、焼鈍温度が1050℃を超えると、結晶粒が過度に粗大化して、強度や延性が低下する場合がある。800〜1000℃の焼鈍温度で焼鈍することがより好ましい。なお、冷間圧延の圧下率は、所望の板厚とできる圧下率とすればよく、特に限定するものでないが、生産効率の観点から50〜70%程度とするのが望ましい。
【００４０】
冷間圧延の有無にかかわらず、焼鈍温度から少なくとも450℃までの冷却速度が10℃/s未満では、鉄炭化物が生成して延性が低下する。そのため、焼鈍温度から少なくとも450℃までの温度域は10℃/s以上の冷却速度で冷却する必要がある。
【００４１】
本発明の鋼を溶製するには、転炉、電炉どちらも使用可能である。こうして溶製された鋼は、造塊-分塊圧延または連続鋳造によりスラブとされる。必要に応じて、各種予備処理や二次精錬、スラブの表面手入などを実施することが好ましい。また、焼鈍については、連続焼鈍設備で実施することが、生産性の観点から好ましい。熱延ままの鋼板や焼鈍後の鋼板には、各種めっきを施しても、本発明の効果が損なわれることはない。熱延ままの鋼板、焼鈍後の鋼板あるいはめっき処理後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整のための調質圧延を施すこともできる。さらに、本発明の鋼板には、塗装、被覆などの各種表面処理を施すこともできる。
【実施例】
【００４２】
表1に示す成分組成の鋼A〜Kの鋼スラブを、表2に示す熱延条件にて熱間圧延して板厚3mmの熱延鋼板とし、酸洗によりスケールを除去後、一部の鋼板については、さらに、表2に示す焼鈍条件で焼鈍したり、あるいは表2に示す冷延圧下率と焼鈍条件で冷間圧延後焼鈍して、熱延まま、熱延+焼鈍、冷延+焼鈍の鋼板1〜20を作製した。
【００４３】
作製した鋼板について、前記の方法によりミクロ組織を調査し、相構成、再結晶オーステナイト粒の平均粒径を求めた。なお、表3において、相構成は、再結晶オーステナイト粒以外の組織が面積率で1%超観察される場合、その他の組織の種類を示し、その他の組織が面積率で1%以下の場合、再結晶オーステナイトを表している。また、圧延方向に沿ってJIS Z 2201に規定された13B号試験片を採取し、JIS Z 2241に規定された方法に準拠して、引張試験を実施し、TS、El、l-El、TS×Elを求めた。なお、TS×Elが60GPa・%以上の場合に、延性に優れた高張力鋼板と判定した。
【００４４】
結果を表3に示す。本発明例の鋼板はいずれも、平均粒径が5μm以上の再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織を有しており、TSが700〜900MPa、l-Elが5%以上、TS×Elが60GPa・%以上であり、プレス成形時の突発的な破断を回避可能な延性に優れた高張力鋼板であることがわかる。また、前記(1)式を満足する場合、特にTS×Elに優れることがわかる。
【００４５】
【表１】
2011208226.tif 000002
【００４６】
【表２】
2011208226.tif 000003
【００４７】
【表３】
2011208226.tif 000004