JP4288138B2

JP4288138B2 - 熱間成形加工用鋼板

Info

Publication number: JP4288138B2
Application number: JP2003375181A
Authority: JP
Inventors: 和久楠見; 正芳末廣; 純真木; 正浩大神
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-11-05
Filing date: 2003-11-05
Publication date: 2009-07-01
Anticipated expiration: 2023-11-05
Also published as: JP2005139485A

Description

本発明は、自動車の構造部材・補強部材に使用されるような強度が必要とされる部材に関し、特に高温成形後の衝撃特性と遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用の鋼板に関するものである。

地球環境問題に端を発する自動車の燃費向上対策の一つとして車体の軽量化が進められており、自動車に使用される鋼板をできるだけ高強度化することが必要となる。しかし、自動車の軽量化のために一般に鋼板を高強度化していくと伸びやｒ値が低下し、成形性が劣化していく。
このような課題を解決するために、温間で成形し、その際の熱を利用して強度上昇を図る技術が、特許文献１に開示されている。この技術では、鋼中成分を適切に制御し、２００〜８５０℃の温度域で保持・成形加工し、この温度域での析出強化を利用して強度を上昇させることを狙っている。

また特許文献２では、プレス成形精度を向上させる目的で温間プレス時での降伏強度を低く、常温での降伏強度を高くする高強度鋼板が提案されている。しかしながら、これらの技術では得られる強度に限度がある可能性がある。
より高強度を得る目的で、成形後に高温のオーステナイト単相域に加熱し、その後の冷却過程で硬質の相に変態させる技術が特許文献３に開示されている。この技術により高強度で寸法精度の良い部品を得ることができる。
特開２０００−２３４１５３号公報特開２０００−８７１８３号公報特開２０００−３８６４０号公報

一方、部品が高強度化する際の課題としては衝撃特性（靭性）と遅れ破壊特性がある。一般的に鋼材が高強度化すると靭性は低下し、また特開平７−１４６２２５号公報に示されるように遅れ破壊特性も低下する。そのため、車体衝突安全基準を満たすためには更なる衝撃特性と遅れ破壊特性の向上が望まれる。
本発明は上記の特性を向上させた高強度部品を得るための鋼板を提供するものである。

本発明者らは上記課題を解決するために基礎的な検討を実施した。その結果、鋼板の化学成分の適正化として、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ等の添加、Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭ等の硫化物形成元素の添加により衝撃特性と遅れ破壊特性が向上することを見出した。

かかる向上の詳細な機構については明確ではないが、以下のようなことが考えられる。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃは熱間圧延でのスラブ再加熱中や焼鈍工程で表面に濃化していく。これらの元素は鋼板表面の酸化物形成を抑制することに影響を及ぼし、靭性、遅れ破壊などの破壊の起点を減少させる効果が考えられる。また、上記の硫化物形成元素の添加は、本発明鋼の主な硫化物であるＭｎＳの形状を破壊に影響が少ない形状に変化させることが考えられる。

すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５５％、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０ｌ〜１％、
さらに、
Ｓｎを必須とし、Ｎｉ（ゼロを含む），Ｃｕ（ゼロを含む）の１種または２種を含み、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｕの合計が０．００５〜２％、
Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの１種または２種以上の合計が０．０００５〜
０．０５％、
残部Ｆｅ並びに不可避的不純物及び／又は付随的不純物からなることを特徴とする熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用鋼板。
（２）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５５％、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０ｌ〜１％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｃ，Ｎ，Ｔｉ量が３．９９×（Ｃ−０．１）≧Ｔｉ−３．４２×Ｎ≧０．００１を満足し、さらに、
Ｓｎを必須とし、Ｎｉ（ゼロを含む），Ｃｕ（ゼロを含む）の１種または２種を含み、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｕの合計が０．００５〜２％、
Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの１種または２種以上の合計が０．０００５〜
０．０５％、
残部Ｆｅ並びに不可避的不純物及び／又は付随的不純物からなることを特徴とする熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用鋼板。

（３）付随的成分として、質量％で更に、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｖの１種または２種以上の合計が０．００５％以上、かつ、Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１）≧０．１
を満足するように含有することを特徴とする前項（１）又は（２）に記載の熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用鋼板。
（４）前項（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼板に、アルミめっき、亜鉛・アルミめっき、亜鉛めっきを施したことを特徴とする熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性とめっき密着性に優れた熱間成形加工用鋼板。

本発明鋼は、自動車部品の構造部材に使用され、熱間成型加工後の高強度でかつ衝撃特性および遅れ破壊特性に優れ、表面処理を施した場合にはめっき密着性も優れた部品を提供することができ、社会的貢献が大きいものである。

本発明においては、特定の化学組成を有する熱延素材あるいは冷延素材を用いるが、その熱延素材あるいは冷延素材を製造する手段は特に限定されない。また、熱間成形加工とは、Ａｃ3 変態点以上のオーステナイト領域に加熱後、Ａｃ3 変態点以上の温度で成形加工（例えばプレス加工）を開始し、加工と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させる加工をいう。

次に、鋼板の化学成分について説明する。
Ｃは冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素であり、強度１０００ＭＰａ以上を確保するためには０．１％以上添加する必要がある。ところが、添加量が多すぎると、衝撃変形時の強度確保が困難となるため、その上限を０．５５％とした。

Ｓｉは固溶強化型の合金元素であり、強度を確保するために必要であるが、１％を超えると表面スケールの問題が生じる。このためＳｉは１％以下に規定した。また、鋼板表面にメッキ処理を行う場合は、Ｓｉの添加量が多いとメッキ性が劣化するため、上限を０．５％とすることが好ましい。更に好ましくは０．０１〜０．５％の範囲である。

Ｍｎは強度及び焼入れ性を向上させる元素であり、０．２％未満では焼入れ時の強度を十分に得られず、また３％を超えて添加しても効果が飽和するため、Ｍｎは０．２〜３％の範囲に規定した。

Ａｌは溶鋼の脱酸材として使われる必要な元素で、またＮを固定する元素でもあり、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。このような効果を有するためには０．００５％以上の含有量が必要であるが、０．１％を超えると非金属介在物が多くなり製品に表面疵が発生しやすくなる。このためＡｌは０．００５〜０．１％の範囲に規定した。

Ｓは鋼中の非金属介在物に影響し、加工性を劣化させるとともに、靭性劣化、異方性及び再熱割れ感受性の増大の原因となる。このためＳは０．０２％以下に規定した。より好ましくは０．０１％以下である。また、Ｓを０．００５％以下に規制することにより、衝撃特性が飛躍的に向上する。

Ｐは溶接割れ性および靭性に悪影響を及ぼす元素であるため、Ｐは０．０３％以下に規制した。より好ましくは０．０２％以下である。また更に好ましくは０．０１５％以下である。

Ｃｒは焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へＭ₂₃Ｃ₆型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。０．０１％未満ではこれらの効果が十分期待できず、また１％を超えると降伏強度が過度に上昇する傾向にあるため、Ｃｒは０．０１〜１％の範囲が望ましい。より望ましくは０．０５〜１％である。

Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎは鋼板表面近傍の酸化物に影響を及ぼし、衝撃特性と遅れ破壊特性を向上させると考えられるため、これらの１種または２種以上を合計で０．００５％以上添加する必要がある。しかし過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を２％に規制した。

Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭは、主な硫化物であるＭｎＳの形状を変化させて衝撃特性と遅れ破壊特性を向上させると考えられるため、これらの１種または２種以上の合計が０．０００５％以上の添加が必要である。しかし過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を０．０５％以下に規制した。

Ｂはプレス成形中あるいはプレス成形後の冷却での焼入れ性を向上させるために添加するが、この効果を発揮させるためには０．０００２％以上の添加が必要である。しかしながら、この添加量がむやみに増加すると熱間での割れの懸念があることや、その効果が飽和するため、その上限は０．００５０％とする。

ＴｉはＢの効果を有効に発揮させるため、Ｂと化合物を生成するＮを固着する目的で添加する。この効果を発揮させるためには、（Ｔｉ−３．４２×Ｎ）が０．００１％以上必要であるが、Ｔｉ量がむやみに増加するとＴｉと結合していないＣ量が減少し、冷却後に十分な強度が得られなくなるため、その上限として、Ｔと結合していないＣ量が０．１％以上確保できるＴｉ当量、すなわち３．９９×（Ｃ−０．１）％とした。一方、Ｂを添加しない場合はＴｉも特に添加する必要はない。

Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｖは炭化物を析出し、強度を向上できるので、これらを合計で０．００５％以上添加しても良い。しかしこれらの元素がむやみに増加すると、これらの元素と結合していないＣ量が減少し、冷却後に十分な強度が得られなくなるため、Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１）≧０．１を満足するように含有させる必要がある。

Ｎについては特に規制しないが、０．０１％を超えると窒化物の粗大化及び固溶Ｎによる時効硬化により、靭性が劣化する傾向がみられる。このためＮは０．０１％以下の含有が望ましい。

Ｏについても特に規制しないが、過度の添加は靭性に悪影響を及ぼす酸化物の生成の原因となるとともに、疲労破壊の起点となる酸化物を生成するため、０．０１５％以下の含有が望ましい。

以上の成分の鋼板にアルミめっき、アルミ・亜鉛めっき、亜鉛めっきを施しても良い。その製造方法は酸洗、冷間圧延は常法でよく、その後アルミめっき工程あるいはアルミ−亜鉛めっき工程、亜鉛めっきについても常法で問題ない。つまり、アルミめっきであれば浴中Ｓｉ濃度は５〜１２％が適しており、アルミ−亜鉛めっきでは浴中Ｚｎ濃度は４０〜５０％が適している。また、アルミめっき層中にＭｇやＺｎが混在しても、アルミ−亜鉛めっき層中にＭｇが混在しても特に問題なく同様の特性の鋼板を製造することができる。

なお、めっき工程における雰囲気については、無酸化炉を有する連続式めっき設備でも、無酸化炉を有しない連続式めっき設備でも、通常の条件とすることでめっき可能であり、本発明鋼板だけ特別な制御を必要としないことから生産性を阻害することもない。また、亜鉛めっき方法であれば、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきなどいかなる方法をとっても良い。

以上の製造条件ではめっき前に鋼板表面に金属プレめっきを施していないが、ＮｉプレめっきやＦｅプレめっき、その他めっき性を向上させる金属プレめっきを施しても特に問題は無い。また、めっき層表面に異種の金属めっきや無機系、有機系化合物の皮膜などを付与しても特に問題は無い。さらに、本発明の化学成分の制限であるＮｉ，Ｃｕ，Ｓｎの添加は鋼板表面の酸化物形態に影響を及ぼし、めっきの密着性を向上させる効果があり、熱間成形加工後のめっき密着性に優れた表面処理鋼板が製造できる。

表６に示す成分をべースとして、表７，８に示す元素を添加したスラブを鋳造した。また、表７，８中に示す成分をべ一スに、表９に示す元素を添加したスラブを鋳造した。
これらのスラブを１０５０〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延にて仕上温度８００〜９００℃、巻取温度４５０〜６８０℃で板厚４mmの熱延鋼板とした。また、一部の熱延鋼板を冷間圧延により板厚１．２mmの冷延鋼板とした。また、その冷延板の一部に溶融アルミめっき、溶融アルミ−亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきを施した。

その後、それらの冷延鋼板、表面処理鋼板を炉加熱によりＡｃ3 点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、Ａｃ3 点以上である９００℃から水冷式金型を有するプレス機にてハットフォーム成形加工を行った。成形時間を約１秒とし、成形完了５秒間はプレス金型をそのままの状態にして金型による冷却を行った。冷却後の温度は２００℃以下であった。

成形された鋼板について、冷延鋼板の圧延方向に垂直な断面をビッカース硬度計にて硬度測定を実施した。評価は比較鋼の硬度を基準として、その増加率で行った。凡例を表１に示す。
また、更に板厚４mmの熱延鋼板を炉加熱によりＡｃ3 点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、９００℃から水冷した素材を用いて衝撃試験を実施した。衝撃試験方法はＪＩＳＺ２２０２に示されるＶノッチ、幅２．５mmのサブサイズ試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４２の方法にて試験温度４０℃で行った。評価は比較鋼の吸収エネルギーを基準にその増加率で行った。凡例を表２に示す。

遅れ破壊特性は特開平７−１４６２２５号公報に記載の方法を用い、比較鋼に対する割れ発生時間の増加率で評価した。凡例を表３に示す。
加工性とめっき密着性の評価のため、炉加熱によりＡｃ3 点以上である９５０℃のオーステナイト領域に加熱した後、炉から取り出し８００℃以上の温度で直径３０mmの球頭パンチでインパクト試験を行った。加工性の評価は割れの発生にて評価した。また、めっき密着性評価は目視で比較材とのめっき剥離状態を比較して行った。加工性の評価の凡例を表４、めっき密着性の評価の凡例を表５にそれぞれ示す。

実験番号１，１３，２５，３７，４９は、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎの合計と、Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの合計が制限以下であったため、衝撃特性、遅れ破壊特性、めっき密着性が向上しなかった。
実験番号２，１４，２６，３８，５０は、Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの合計が制限以下であったため、衝撃特性、遅れ破壊特性が向上しなかった。
実験番号６，１８，３０，４２，５４，６６は、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎの合計が制限以上であったため、加工性が低下した。
実験番号１２，２４，３６，４８，６０は、Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの合計が制限以上であったため，加工性が低下した。

実験番号６１〜７２はＣ量が制限以上であるため、加工性が低下した。
実験番号７８，８７，９６は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｖの添加量がＣ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１）≧０．１の条件を満たさず、硬度が低下した。
その他の実験では本発明の制限内であるため、断面硬度や加工性が劣化することなく衝撃特性、遅れ破壊特性、めっき密着性が向上した。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５５％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜３％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０ｌ〜１％、
さらに、
Ｓｎを必須とし、Ｎｉ（ゼロを含む），Ｃｕ（ゼロを含む）の１種または２種を含み、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｕの合計が０．００５〜２％、
Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの１種または２種以上の合計が０．０００５〜
０．０５％、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物（付随的不純物を含む）からなることを特徴とする熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．５５％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜３％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０ｌ〜１％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｃ，Ｎ，Ｔｉ量が３．９９×（Ｃ−０．１）≧Ｔｉ−３．４２×Ｎ≧０．００１を満足し、
さらに、
Ｓｎを必須とし、Ｎｉ（ゼロを含む），Ｃｕ（ゼロを含む）の１種または２種を含み、Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｕの合計が０．００５〜２％、
Ｃａ，Ｍｇ，Ｙ，Ａｓ，Ｓｂ，ＲＥＭの１種または２種以上の合計が０．０００５〜
０．０５％、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物（付随的不純物を含む）からなることを特徴とする熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用鋼板。
付随的成分として、質量％で更に、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｖの１種または２種以上の合計が０．００５％以上、かつ、Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１）≧０．１
を満足するように含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性に優れた熱間成形加工用鋼板。
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼板に、アルミめっき、亜鉛・アルミめっき、亜鉛めっきを施したことを特徴とする熱間成形加工後の衝撃特性・遅れ破壊特性とめっき密着性に優れた熱間成形加工用鋼板。