(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０５〜０．７％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％を含み、面積比率で９５％以上がフェライト組織であり、Ｔｉ，Ｍｏを含む平均粒径が１０ｎｍ未満の析出物が分散析出している、室温での引張強度が７８０ＭＰａ以上である超高強度鋼板を、超塑性成形温度５００℃以上Ａ１変態点以下に加熱しながら歪速度１０−２／ｓ以下で超塑性成形加工し、室温まで冷却することを特徴とする超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０５〜０．７％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％を含み、さらにＮｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１５％以下のうち１種以上を含み、面積比率で９５％以上がフェライト組織であり、Ｔｉ，Ｍｏを含む平均粒径が１０ｎｍ未満の析出物が分散析出している、室温での引張強度が７８０ＭＰａ以上である超高強度鋼板を、超塑性成形温度５００℃以上Ａ１変態点以下に加熱しながら歪速度１０−２／ｓ以下で超塑性成形加工し、室温まで冷却することを特徴とする超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法。
【請求項３】
前記析出物の組成が、原子％でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）≧０．２５を満たすことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法。
【請求項４】
成形加工後の室温での引張強度が、成形加工前の８０％以上であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法。
【請求項５】
５００℃以上Ａ１変態点以下での成形加工を無酸化雰囲気中で行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法。
【請求項６】
５００℃以上Ａ１変態点以下での成形加工前に鋼板表面に酸化防止皮膜を塗布することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として自動車車体に用いられる超高強度鋼板を成形加工する方法に関し、特に５００〜７５０℃での超塑性加工により通常のプレス加工では不可能な複雑形状に超高強度鋼板を成形する加工技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の燃費向上を目的とした車体の高強度化・軽量化が進み、近年では引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板が車体にも適用されつつあり、プレス成形性を向上させる方法として、焼戻マルテンサイトを利用する方法（特許文献１）や、残留オーステナイトを利用する方法（特許文献２，３，４）などが提案されている。しかし、材料の強度が上がるに従い、プレス成形に要する負荷が大きくなり、従来からあるプレス機の能力を超えるケースが生じつつある。
【０００３】
これを解決するために、材料強度が低下するオーステナイト域（たとえば９００℃）に加熱して加工し、加工後にプレス金型より抜熱して焼入れてマルテンサイト化する「ダイクエンチ」などの手法（特許文献５）や、高炭素細粒鋼板をフェライトの高温域（たとえば７００℃）に加熱して加工する「超塑性成形」などの手法（特許文献６）が提案されている。
【特許文献１】特開平１０−１７４０号公報
【特許文献２】特開昭６２−１９６３３６号公報
【特許文献３】特開昭６３−４０１７号公報
【特許文献４】特開平１−７９３４５号公報
【特許文献５】特開２００２−２４８５２５号公報
【特許文献６】特開昭６４−８２２３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献５の「ダイクエンチ」では高温加熱に起因する表面酸化の問題や不均一冷却に起因する強度ムラの問題があり、また、特許文献６の「超塑性成形」では加工後の強度低下の問題がある。
【０００５】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、超高強度鋼板を用いて、表面酸化や強度ムラを生じさせず、かつ加工後の強度低下も生じさせずに加工することができる、超塑性を示す超高強度鋼板の加工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】
【０００６】
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、結晶粒を微細化したフェライト単相中に超微細な析出物を分散させることにより、超塑性成形中の組織が安定となり、加工後も加工前の強度を維持することを見出した。
【０００７】
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０５〜０．７％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％を含み、面積比率で９５％以上がフェライト組織であり、Ｔｉ，Ｍｏを含む平均粒径が１０ｎｍ未満の析出物が分散析出している、室温での引張強度が７８０ＭＰａ以上である超高強度鋼板を、超塑性成形温度５００℃以上Ａ１変態点以下に加熱しながら歪速度１０−２／ｓ以下で超塑性成形加工し、室温まで冷却することを特徴とする超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法を提供する。
【０００８】
本発明は、また、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０５〜０．７％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％を含み、さらにＮｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１５％以下のうち１種以上を含み、面積比率で９５％以上がフェライト組織であり、Ｔｉ，Ｍｏを含む平均粒径が１０ｎｍ未満の析出物が分散析出している、室温での引張強度が７８０ＭＰａ以上である超高強度鋼板を、超塑性成形温度５００℃以上Ａ１変態点以下に加熱しながら歪速度１０−２／ｓ以下で超塑性成形加工し、室温まで冷却することを特徴とする超塑性を示す超高強度鋼板の加工方法を提供する。
【０００９】
本発明において、前記析出物の組成が、原子％でＭｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）≧０．２５を満たすことが好ましい。また、成形加工後の室温での引張強度が、成形加工前の８０％以上であることが好ましい。さらに、５００℃以上Ａ１変態点以下での成形加工を無酸化雰囲気中で行うこと、または５００℃以上Ａ１変態点以下での成形加工前に鋼板表面に酸化防止皮膜を塗布することが好ましい。
【００１０】
なお、「超塑性」の明確な定義はないが、本発明ではおよそ１００％以上の全伸びが発現する場合を「超塑性」と定義した。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、室温で７８０ＭＰａ以上の強度をもつ超高強度鋼板を、表面酸化や強度ムラ等を生じさせることなく複雑形状に成形することができ、かつ成形後、特殊な冷却を行わずとも加工前の母材と同等の強度を維持することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明について、具体的に説明する。
・鋼板の化学成分・組成
本発明で対象となる超高強度鋼板の化学成分・組成は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｍｏ：０．０５〜０．７％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％を含む。また、必要に応じて、さらにＮｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１５％以下のうち１種以上を含む。
【００１３】
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０２％未満では鋼の強化が不十分であり、０．１５％を超えて添加するとパーライトが形成されやすくなることと析出物が粗大化することから、伸びおよび伸びフランジ性を損なうおそれがある。このため、Ｃ含有量は０．０２〜０．１５％とする。
【００１４】
Ｍｏ：０．０５〜０．７％
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．０５％以上含有させることでパーライト変態を抑制しつつＴｉとの微細な複合炭化物またはＴｉに加え必要に応じて添加されるＮｂおよびＶのうち１種以上を含む微細な複合炭化物を形成し、鋼を強化することができる。また、最終的な組織が形成される巻取工程の初期に微細な複合炭化物が多数析出するため、その後の結晶粒成長が抑制され、超塑性発現に必要とされる５μｍ以下のフェライト粒径が維持されるものと思われる。Ｍｏを含む上記の微細な複合炭化物は、高温でも非常に安定で、５００〜７５０℃における超塑性成形中にも粗大化することなく、フェライトの粒成長を抑制することと相俟って成形後の強度低下を抑制する。一方、０．７％を超えてＭｏを添加すると、マルテンサイトなどの硬質相が形成され、成形前の強度は確保できるが５００〜７５０℃における超塑性成形中に硬質相が焼戻されて成形後の強度が大きく低下する。このため、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．７％とする。
【００１５】
Ｔｉ：０．０３〜０．３５％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。Ｍｏと微細な複合炭化物を形成することで鋼を強化し、高温での組織安定性を高める。しかし、添加量が０．０３％未満では鋼を強化する効果が不十分であり、０．３５％を超えて添加しても効果が飽和する。このため、Ｔｉ含有量は０．０３〜０．３５％とする。
【００１６】
Ｎｂ：０．０６％以下
Ｎｂは組織の微細化に有効であり、かつＴｉおよびＭｏとともに複合炭化物を形成して鋼を強化するため、必要に応じて添加する。しかし、Ｎｂ量が０．０６％を超えると超塑性成形後の部品特性に影響する室温での伸びが低下する他、材料の異方性が大きくなる。このため、Ｎｂ含有量を０．０６％以下とする。なお、Ｎｂの組織微細化効果を得る観点からは０．００５％以上が好ましい。
【００１７】
Ｖ：０．１５％以下
Ｖは組織の微細化に有効であり、かつＴｉおよびＭｏとともに複合炭化物を形成して鋼を強化するため、必要に応じて添加する。しかし、Ｖ量が０．１５％を超えると超塑性成形後の部品特性に影響する室温での伸びが低下する他、材料の異方性が大きくなる。このため、Ｖ含有量を０．１５％以下とする。なお、Ｖの組織微細化効果を得る観点からは０．００１％以上が好ましい。
【００１８】
なお、Ｃｒ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｎｉ：０．１５％以下の１種類以上を含んでいても特性上問題はない。
【００１９】
・組織
以上の鋼組成を有した上で、実質的にフェライト単相組織であり、Ｔｉ，Ｍｏを含む平均粒径が１０ｎｍ未満の微細な析出物が分散析出した組織とする。
【００２０】
実質的にフェライト単相組織としたのは、伸びの向上には転位密度の低いフェライトが有効であり、また、伸びフランジ性の向上には単相組織とすることが有効であり、特に延性に富むフェライト単相組織でその効果が顕著であるためである。ただし、マトリックスは必ずしも完全にフェライト単相組織でなくともよく、面積比率で９５％以上フェライトであればよい。
【００２１】
また、上記のようなフェライト単相組織に、Ｔｉ，Ｍｏを含む平均粒径が１０ｎｍ未満の微細な析出物が分散析出することより、加工性を劣化させずに鋼を強化することができる。Ｔｉ，Ｍｏを含む微細な析出物は典型的には炭化物である。このような析出物の組成は、原子％で、Ｍｏ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）≧０．２５を満たすことが好ましい。このような組成とすることにより、析出物の粗大化を抑制する効果が高くなり、所望の微細析出物を得やすくなる。
【００２２】
このような組織は、鋼板の化学成分・組成を上述のようなものとした上で、熱間圧延終了温度を８８０℃以上、巻取温度を５７０℃以上とすることにより得られる。
【００２３】
・引張強度
本発明では、以上のような化学成分・組成および鋼組織により、室温での引張強度を７８０ＭＰａ以上と超高強度の鋼板とする。
【００２４】
・超塑性成形
以上のような超高強度鋼板を超塑性成形するが、本発明における超塑性成形は、主としてフェライト粒の粒界すべりによる変形を利用する。粒界すべりによる変形ではフェライトは加工硬化せず、加工前の延性を保持し得る。フェライト粒で粒界すべりが生じるためには超塑性成形温度は５００℃以上の温度が必要である。また、超塑性成形温度はフェライト単相となるＡ１変態点（７２３℃）以下であることが好ましいが、成形中に多少のオーステナイト相を生じても７５０℃までは成形上および成形後の特性上問題はない。したがって、超塑性成形温度は５００〜７５０℃の範囲とする。この温度範囲であれば、Ｔｉ，Ｍｏを含む微細析出物は非常に安定であり、成形加工後も成形前の強度を維持することができる。
【００２５】
加工後の鋼板は室温まで冷却する。その際の冷却速度は、生産性の観点で急冷してもフェライトのままであるから問題はないが、熱歪みが問題となる場合は徐冷しても構わない。また、超塑性成形中の酸化を防ぐ目的で、真空中や不活性ガス中等の無酸化雰囲気で成形しても何ら問題はない。同様の目的で成形前に表面に酸化防止剤を塗布することも成形上に影響を及ぼさない。
【００２６】
なお、本発明の組成の鋼板を通常の熱延工程で製造した場合には１〜５μｍ程度の結晶粒径が得られるが、そのような粒径と、５００〜７５０℃における１０−２／ｓ程度以下の歪み速度の組み合わせで１００％以上の超塑性伸びが得られる。
【実施例】
【００２７】
表１に示す化学成分・組成の鋼を工場にて溶製し、スラブとした。なお、表１に記載された成分以外の残部はＦｅおよび不可避不純物である。次いで、スラブを１２５０℃に加熱し、仕上温度９００℃にて熱延し、６２０℃まで冷却して巻き取った（ただし、比較例の鋼Ｆのみ複合組織化のため室温で巻き取った）。室温での機械的性質は表２に示すとおりである。
【００２８】
このようにして得られた鋼板を種々の温度・歪速度で引張試験した結果および試験後の室温での硬度を表３に示す。本発明の鋼組成、鋼組織および室温での引張強度を満たす超高強度鋼板を５００〜７５０℃の温度域で引張試験した場合、室温と比べて低い変形応力で顕著に伸びが向上するのに加えて、引張終了後、室温まで冷却した試験片の硬度も高いことがわかる。
【００２９】
【表１】
0004776296.tif 000002
【００３０】
【表２】
0004776296.tif 000003
【００３１】
【表３】
0004776296.tif 000004