(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、  Si:2.0％以下、Mn：0.5〜3.0％、P：0.03％以下、
Ｓ：0.015％以下、  Ti：0.010〜0.100％、Nb：0.005〜0.050％、
sol.Al：0.01〜0.0４8％、Ｎ：0.002〜0.010％
かつ、Ti、Nb、Ｃ、Ｎの含有量が下記(1)、(2)式を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物から成る化学組成を有し、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る高張力冷延鋼板。
(Ｃ＋Ｎ/14×12)／(Ti/48×12＋Nb/93×12)≧５....(1)
0.4≦Ti/Nb≦６                              ....(2)
【請求項２】
さらに前記化学組成が、質量％で、B：0.005％以下含有する請求項１記載の高張力冷延鋼板。
【請求項３】
さらに前記化学組成が、質量％で、Cu：1.0％以下含有する請求項１〜２のいずれか記載の高張力冷延鋼板。
【請求項４】
さらに前記化学組成が、質量％で、V：0.1％以下、Cr：0.5％以下、およびMo：0.5％以下のうちの１種または２種以上を含有する請求項１ないし３のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、400〜700℃で巻き取った後、酸洗処理を施し、40〜90％の圧下率で冷間圧延を行い、次いで750〜900℃で再結晶焼鈍を施した後、710℃以下までを15℃/s以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る高張力冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１ないし４のいずれかに記載の化学組成であって、Si:0.6％以下である化学組成を有し、さらに表面が亜鉛めっきで被覆されていることを特徴とする、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【請求項７】
請求項６に記載の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、400〜700℃で巻き取った後、酸洗処理を施し、40〜90％の圧下率で冷間圧延を行い、次いで750〜900℃で再結晶焼鈍を施した後、710℃以下までを15℃/s以下の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、主として自動車用部品に用いられ、高強度が必要とされ、さらに自動車が衝突した場合に優れた衝撃吸収特性が必要とされる用途に好適な高張力鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体を軽量化するため、高強度鋼板へのニーズが高い。さらに、安全性の観点から、静的な強度だけでなく、自動車が衝突した場合のような高歪み速度で変形する場合にあっても高い強度を示す、すなわち動的な強度が高い鋼板が求められている。
【０００３】
ここで、静的な強度というのは通常の引張試験のときの歪み速度である0.004(１/s) での強度であり、動的な強度とは1000(l/s) 程度の歪み速度で引張試験を行ったときの強度である。また、防錆性が必要とされる部品に関しては動的強度が高く、かつ溶融亜鉛めっきを施した鋼板が強く求められている。
【０００４】
鋼板を高強度化する方法の一つとして、鋼板の組織を軟質のフェライト相の中にマルテンサイト等の硬質相を分散させた複合組織とする方法が知られている。この方法によると強度・延性のバランスに優れる鋼板が得られ、プレス成形性が向上する。
【０００５】
また、残留オーステナイトやベイナイトを含む複合組織鋼板とすることによって、延性に優れる鋼板が得られる。
すでに従来にあっても、このような複合組織鋼板については、組織を制御することにより、衝撃吸収特性を向上させる手法が数多く開示されている (例えば、特開平７−90482 号、特開平７−188833号、特開平８−3677号、特開平８−176723号、特開平９−111396号、特開平７−18372 号、特開平９−287050号、特開平９−296247号、特開平11−71635 号、特開平11−100635号の各公報参照) 。
【０００６】
しかし、そのように規定された組織を得るためには所定の冷却速度で処理しなくてはならず、容易に製造できるとは言いがたい。また、残留オーステナイトを形成させるにはSi等の多量添加が必要となり、溶融亜鉛めっきを施した場合、不めっき等が発生し、めっき品質が劣化する。
【０００７】
一方、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの生成を要しない非複合組織鋼板として、特開平10−273754号公報には、高強度高降伏比型の溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する技術が開示されている。しかしながら、この場合には、衝撃吸収特性に関しては考慮されていない。
【０００８】
耐衝撃性に優れた非複合組織型鋼板として、特開平７−54098 号公報にTiとNbの関係式を規定することにより、耐衝撃性を改善した鋼板が開示されている。しかしながら、この技術ではTiとNbをＣよりも過剰に添加しており、延性の劣化はさけられず、プレス成形性が劣化する。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上記のようにマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびこれらの組み合わせによる鋼板は、加工性に優れかつ衝撃吸収に優れるが、所定の性能を得るためには厳密な熱処理が必要であり、安定して所定の組織を得ることは困難である。一方、製造の容易な非複合組織鋼板の場合、耐衝撃特性と良好な加工性を合わせ持つ鋼板はまだ得られていない。
【００１０】
この発明の課題は、製造の容易な非複合組織鋼板にて、引張強度490N/mm2以上と優れた強度−延性のバランスを有しかつ、優れた衝撃吸収特性を持つ高張力鋼板とその溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、少量の合金添加で強度が得られる析出系に着目し、析出系において延性と耐衝撃特性を向上させる手法を鋭意研究した結果、以下の事実を見出した。
【００１２】
ＣはTi、Nbと結合して、炭窒化物として鋼中に析出することにより、鋼板に所定の強度を付与するために添加する元素であるが、炭窒化物を形成させる必要量以上に添加すると、セメンタイトとして析出する。このとき、球状セメンタイトを形成させ、パーライトを減少させれば延性の劣化が少なく、プレス成形性に優れる鋼板が得られる。
【００１３】
これらの点について、冶金学的により具体的に補足すると次の通りである。
まず、鋼板をAc1 変態点以上、Ac3 変態点以下の温度にて均熱すると、フェライトとオーステナイトの２相組織となる。このとき、Ti、Nbが添加されていると微細な炭化物、窒化物、炭窒化物が形成されるため、均熱中に組織は非常に微細になり、強度上昇に寄与する。
【００１４】
さらに、Ｃを炭窒化物の形成量以上に添加すると、炭素は微細なオーステナイト中に固溶する。
引き続いて冷却されるときに、冷却速度を15℃/s  以下にすると、オーステナイトが微細なため、球状セメンタイトが形成される (一部はパーライトとなる) 。そのため、延性の劣化をまねくパーライトを減少させることができたものと考えられる。
【００１５】
さらに、このようにTi、Nbを添加した析出系においては、動的な強度 [歪み速度1000(l/s) における強度] の静的な強度 [歪み速度0.004(l/s)における強度] に対する比率、いわゆる静動比を種々測定した結果、静動比が1.2 程度のグループと、1.4 以上のグループとに分かれることが判明した。
【００１６】
そこで、高い静動比が得られる条件についてさらに調査を進めた。その結果、NbとTiの比率を一定範囲内に制御すれば、高い静動比が得られることが判明し、本発明を完成させた。
【００１７】
また、本発明をマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびこれらの組み合わせによる鋼板に対して適用しても同様な効果が得られる。
すなわち、この発明は次の通りである。
【００１８】
(1)質量％で、
Ｃ：0.05〜0.20％、  Si:2.0％以下、  Mn：0.5〜3.0％、  P：0.03％以下、
Ｓ：0.015％以下、  Ti：0.010〜0.100％、  Nb：0.005〜0.050％、
sol.Al：0.01〜0.048％、  Ｎ：0.002〜0.010％
かつ、Ti、Nb、Ｃ、Ｎの含有量が下記(1)、(2)式を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物から成る化学組成を有し、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る高張力冷延鋼板。
【００１９】
(Ｃ＋Ｎ/14×12)／(Ti/48×12＋Nb/93×12)≧５...(1)
0.4≦Ti/Nb≦６                              ...(2)
【００２０】
(２)  さらに前記化学組成が、質量％で、B：0.005％以下含有する上記(1)記載の高張力冷延鋼板。
(３)  さらに前記化学組成が、質量％で、Cu：1.0％以下含有する上記(1)〜(２)のいずれか記載の高張力冷延鋼板。
【００２１】
(４)さらに前記化学組成が、質量％で、V：0.1％以下、Cr：0.5％以下、およびMo：0.5％以下のうちの１種または２種以上を含有する上記(1)ないし(３)のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。
【００２２】
(５)上記(1)ないし(４)のいずれかに記載の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、400〜700℃で巻き取った後、酸洗処理を施し、40〜90％の圧下率で冷間圧延を行い、次いで750〜900℃で再結晶焼鈍を施した後、710℃以下までを15℃/s以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る高張力冷延鋼板の製造方法。
【００２３】
(６)上記(1)ないし(４)のいずれかに記載の化学組成であって、Si:0.6％以下である化学組成を有し、さらに表面が亜鉛めっきで被覆されていることを特徴とする、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る溶融亜鉛めっき冷延鋼板。
【００２４】
(７)上記(６)に記載の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、400〜700℃で巻き取った後、酸洗処理を施し、40〜90％の圧下率で冷間圧延を行い、次いで750〜900℃で再結晶焼鈍を施した後、710℃以下までを15℃/s以下の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする、球状セメンタイトを含有する非複合組織から成る溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の内容を具体的に説明する。なお、鋼板の化学組成を規定する「％」は質量％で表示する。
(1) 鋼板の化学組成
Ｃ：ＣはTi、Nb、V 等と結合して、炭窒化物として鋼中に析出することにより、鋼板に所定の強度を付与するために添加する元素であるが、本発明では、炭窒化物を形成させる必要量以上に添加することに特徴がある。
【００２６】
炭窒化物の形成量以上の炭素は、連続焼鈍もしくは溶融めっき設備における均熱時に形成されるオーステナイト中に固溶する。引き続いて、冷却されるときに、球状セメンタイトが形成され、さらなる強度上昇に寄与する。
【００２７】
Ｃ含有量が0.05％に満たないときは、その効果が不充分であり、0.20％を越えると冷却時に球状化セメンタイトが生成せず、パーライト主体となるため、成形性が悪くなるのみならず、溶接性が劣化するので、0.05〜0.20％とした。好ましくは0.17％以下、0.07％以上である。
【００２８】
Si：Siは所望添加成分であるが、強化元素として極めて有効であり、しかも延性の劣化は少ないため、機械的性質の面からは多量に添加したい元素である。しかし過度に添加すると溶接性が劣化するので、冷延鋼板の場合、添加するときは2.0 ％以下とする。溶融亜鉛めっき鋼板の場合、めっき性を著しく阻害するため、0.6 ％以下とする。
Mn：Mnは強化元素として有効な元素であり、0.5 ％以上添加する。一方、3.0 ％以上の添加はコスト増となり、加工性を害するので、本発明ではMn含有量の範囲は0.5 〜3.0 ％とする。好ましくは0.5 〜2.2 ％である。
【００２９】
P ：P は強化元素として有効な元素であるが、溶接特性、めっき性に対しては有害である。そこで、本発明では、P の含有量の範囲を0.03％以下とする。
Ｓ：Ｓは原料から不可避的に侵入する不純物である。その含有量が0.015 ％を越えると鋼板の加工性を損ねるので、0.015 ％以下とした。
【００３０】
ｓｏｌ．Ａｌ：溶鋼脱酸の結果として含有される。そのため、０．０１％以上含有される。また、Ａｌは鋼中のＮと結合し、ＡｌＮの析出物を形成する。
この発明の場合、Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物を形成させる必要があるので、過度のｓｏｌ．Ａｌの添加はＴｉ、Ｎｂの炭窒化物形成を妨げる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌを０．０４８％以下に限定する。
【００３１】
Ｎ：ＮはTi、Nbと炭窒化物を形成して焼鈍時のオーステナイト結晶の粒成長を抑制するために0.002 ％以上必要である。しかし、添加しすぎると延性が損なわれるので、上限を0.010 ％とする。好ましい上限は 0.008％、下限は 0.003％である。
【００３２】
Ti、Nbは炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与するとともに、再結晶組織および、均熱中の２相組織の粗大化を抑止する効果がある。ただし強度に含有すると再結晶温度を上昇させ、良好な延性が得られないため、添加量は下記の範囲とする。
【００３３】
Ti：0.010 ％〜0.100 ％
Nb：0.005 ％〜0.050 ％
Ｂ：Ｂは含有しなくともよい。しかしB はオーステナイト中の炭化物 (FeとB の炭化物) を安定化させ、冷却時にその炭化物を核としてセメンタイトを球状に析出させるため、粗大パーライトの析出を抑制する効果を有する。従って、B を添加すると、延性の劣化をより効果的に抑制できる。
【００３４】
Ｂを含有させる場合には0.0005％以上含有させるのが望ましい。しかし、0.005 ％を超えると効果が飽和する。そこで、B の含有量は0.005 ％以下、好ましくは0.0005〜0.005 ％とする。
【００３５】
Ｖ、Cr、Moは含有しなくともよいが、強度調整のため、下記範囲で少なくとも１種添加しても良い。
Ｖ：0.1 ％以下、Cr：0.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下
Cu：Cuは添加しなくともよいが、冷延鋼板に防錆性を兼備させる必要がある場合には、1.0 ％以下の範囲で含有させてもよい。
【００３６】
前述の(1) 、(2) 式の限定理由は次の通りである。
(C+N/14×12) ／(Ti/48×12+Nb/93×12) ≧５・・・(1)
Ti、Nbを添加した析出強化型鋼板において、良好な強度延性バランスを得るためには、Ti、Nbの炭化物、窒化物、炭窒化物を形成させるのに必要以上にＣを添加する必要がある。(1) 式はそれを表した式である。
【００３７】
0.4 ≦Ti/Nb ≦６            ・・・(2)
Ti、Nbを添加した析出強化型鋼板において、優れた衝撃吸収性を得るには、(2) 式のようにTiとNbの比を限定する必要がある。
【００３８】
次に、この発明にかかる鋼板の製造条件について述べる。
この発明において、溶製から熱間圧延までは特に制限する必要がなく、通常行われている方法でよいが、コイル全長にわたって炭窒化物を均一に析出させるために、粗圧延後、粗バー温度を保持または加熱して、板内温度変動を140 ℃以内とすると、均一な特性が得られる。
【００３９】
また、巻取り温度についても特に制限する必要はないが、熱延組織を微細化するため、700 ℃以下とすることが望ましく、400 ℃未満とすると、硬質変態組織が生成し、冷間圧延性が悪くなるので、400 ℃以上が望ましい。
【００４０】
冷間圧延についても通常行われている方法でよいが、再結晶焼鈍後の組織を微細化するために圧下率は高いほうが望ましい。冷間圧延率が40％未満だと十分に再結晶せず、90％超だと冷間圧延時の荷重が高くなり、破断等のトラブルが発生するため、40〜90％とした。好ましくは下限は50％、上限は80％である。
【００４１】
冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板製造においては、加熱時に十分に再結晶化させ、かつ２相組織とするために、加熱温度を750 ℃以上とする必要がある。また、900 ℃超とすると組織が粗大化するため、加熱温度は750 〜900 ℃とした。
【００４２】
次に、均熱後の冷却時にセメンタイトを球状に析出させる必要がある。そのために均熱後の冷却速度を15℃/s以下とする必要がある。望ましくは10℃/s以下である。またその徐冷終点温度は710 ℃以下とすれば、十分に球状セメンタイトを析出させることができる。終点温度が710 ℃より高い場合、パーライトが多くなるため、延性が劣化する。
【００４３】
溶融亜鉛めっきを施す場合は、710 ℃までの冷却速度を15℃/s以下とした後、通常の溶融亜鉛めっき処理を施せばよい。
この発明の場合、合金化処理の有無による機械的性質の変化は小さく、合金化処理についてはその有無を問わない。
【００４４】
かくして、この発明にかかる高張力鋼板の組織は、フェライト＋球状セメンタイトであり、あるいは、フェライト＋球状セメンタイト＋パーライトであり、いずれの場合にあっても、この発明では、TiとNbの微細な炭化物、窒化物、炭窒化物が析出している。
【００４５】
【実施例】
[実施例１]
化学組成がこの発明で規定する範囲内の12種類の鋼 (本発明例) と、この発明で規定する条件から外れる21種類の鋼 (比較例) とを溶製してスラブとした。表１にこれらのスラブの化学組成を示す。
【００４６】
【表１】
0003882472.tif 000002
これらのスラブを、１２００℃で３０分間加熱し、８５０℃で仕上げた後、５５０℃で巻き取り、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗した後、１．４ｍｍまで冷間圧延次いで、連続焼鈍炉にて再結晶焼鈍を行った。その際、８４０℃で４５秒均熱した後、７００℃までを７℃／ｓで冷却した。
【００４７】
得られた冷延鋼板に対して、静的および動的な引張試験を行った。静的な引張試験はJIS Z2201 の５号試験片を用い、JIS Z2241 の方法で試験を行った。歪み速度は0.004(l/s)で行った。動的な強度はワンバー式高速引張試験にて行い、歪み速度を1000(l/s) にて行った。試験片形状は平行部を10ｗ×20Ｌ(mm)とし、動的歪み速度は弾丸速度÷ゲージレングス(20mm)により求めた。
【００４８】
得られた静的な機械的性質、動的強度および静動比 (動的強度／静的強度) を調べた。TS×El≧15000 、静動比≧1.3 を目標とした。
これらの結果を表２および図１、図２に記した。
【００４９】
また、得られた鋼板に対して、電極径６mm丸、加圧力３kN、通電時間を14cyc として、スポット溶接を行った。
試験片はJIS Z3136 に示す試験片を用い、２枚重ねで溶接を行い、断面ナゲット径が4.5 ×(t)＾0.5 となるように、電流を調整し、せん断引張試験を行った。その結果、プラグ内破断が発生した場合を溶接不良とし、表２中に×で表示した。母材破断した場合、溶接OKとし、同様に表中に○で記した。
【００５０】
表２に示すように、化学成分および(1) 、(2) 式を満足する本発明鋼は優れた強度・延性のバランスを示した。
図１から分かるように、 (1)式がこの発明を外れる鋼は強度延性バランスが悪く、また図２から分かるように、(2) 式がこの発明を外れる鋼は静動比が低かった (図２) 。
【００５１】
Ｃ、Mnが下限を外れる鋼はTSが490N/mm2以下で目標以下だった。
また、Ｃ、Mn、Ｐ、Ｓ、Ti、Nb、の上限が外れた材料は、強度・延性のバランスが悪かった。
【００５２】
【表２】
0003882472.tif 000003
鋼Ｎｏ．１３〜１７は（２）式がこの発明の範囲外なため、静動比不足。
【００５３】
鋼No.18 〜20は(1) 式がこの発明の範囲外なため、TS×El不足。
鋼No.21 はＣが下限外れなため、鋼No.24 はMnが下限外れなため、強度不足。
鋼No.22 はＣが上限外れなため、鋼No.25 はMnが上限外れなため、TS×El不足。
【００５４】
鋼No.23 はSi上限外れ、鋼No.26 はＰが上限外れなため溶接不良。
鋼No.27 、28、29はそれぞれＳ、Ti、Nbが上限外れなためTS×El不足。
鋼No.30 、31はそれぞれAlの下限、上限外れなため、TS×El不足。
【００５５】
鋼No.32 、33はそれぞれＮの下限、上限外れなため、TS×El不足。
[実施例２]
表１のうち、鋼No.1〜３のスラブを用い、1200℃で30分間加熱し、850 ℃で仕上げた後、550 ℃で巻き取り、板厚3.2mm の熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗した後、1.4mm まで冷間圧延次いで、連続焼鈍炉にて再結晶焼鈍を行った。その際、840 ℃で45秒均熱した後、700 ℃までの冷却速度を１〜40℃/sとした。得られた冷延鋼板に対して、実施例１と同様に、静的引張試験と動的引張試験および溶接試験を行った。
【００５６】
その結果を表３および図３に示す。
表３に示すように、冷却速度がこの発明の範囲を満足する鋼は優れた強度延性バランスを示した。
【００５７】
図３に示すように、冷却速度がこの発明の範囲を外れる鋼は強度延性バランスが悪かった (図３) 。
【００５８】
【表３】
0003882472.tif 000004
[実施例３]
表１のうち、鋼No.1〜12のスラブを用い、1200℃で30分間加熱し、850 ℃で仕上げた後、500 ℃で巻き取り、板厚3.2mm の熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗した後、1.4mm まで冷間圧延を行い、次いで、連続溶融亜鉛めっき炉にて再結晶焼鈍およびめっき処理を行った。その際、780 ℃で18秒均熱した後、690 ℃までの冷却速度を７℃/sとした。その後、目付量が表、裏ともに45g/m2となるように溶融亜鉛めっきを施した。一部は皮膜中のFe濃度を8.5 〜12％となるように合金化処理を行った。合金化処理を行ったものは表４中にFe％を示した。
【００５９】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、実施例１と同様に静的および動的引張試験と溶接試験を行い、結果を表４に示す。
表４に示すように、いずれも優れた強度延性バランスおよび静動比を示したが、Si量が0.6 ％を超える鋼No.4と11には不めっきが発生した。
【００６０】
【表４】
0003882472.tif 000005
［実施例４］
表１のうち、鋼Ｎｏ．２のスラブを用い、１２００℃で３０分間加熱し、８５０℃で仕上げた後、表５に示す温度で巻き取り、熱延鋼板を得た。これらの熱延鋼板を酸洗した後、表５に示す冷間圧延次いで、連続溶融亜鉛めっき炉にて再結晶焼鈍を行った後、めっき処理を行った。再結晶焼鈍の均熱時間は１８秒で行い、その後の７００℃までの冷却速度を６℃／ｓとした。めっき付着量、皮膜中のＦｅ濃度を表中に示した。
【００６１】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、実施例１と同様に静的および動的引張試験と溶接試験を行い、結果を表５に示す。
表５に示すように、巻取り温度、冷延圧下率、焼鈍温度が本発明範囲から外れるものは強度延性バランスが悪かった。
【００６２】
【表５】
0003882472.tif 000006
【００６３】
【発明の効果】
本発明の方法により、強度延性バランスに優れ、かつ耐衝撃性に優れる冷延鋼板および、溶融亜鉛めっき鋼板が容易に製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】TS×Elと(1) 式の関係を示すグラフである。
【図２】静動比と(2) 式の関係を示すグラフである。
【図３】TS×Elと均熱後から700 ℃までの冷却速度の関係を示すグラフである。
【図１】
0003882472.tif 000007
【図２】
0003882472.tif 000008
【図３】
0003882472.tif 000009