JP4472015B2 - 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車部品などに用いられる延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、環境問題への対応のため、炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に、自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が有効な手段であるが、部材の剛性によって板厚が制限されている場合には、高強度化しても板厚を低減することができず、軽量化が困難であった。

上記の場合に軽量化を達成する手段としては、鋼材に比べて比重の低いアルミ合金板の使用が考えられるが、アルミ合金板は高価格であることに加え、鋼材に比べて加工性が劣っていることや、鋼板との溶接が困難である等の欠点があるために、自動車部材への適用は限定されたものとなっている。

そこで、鋼板とアルミ合金板の長所を兼ね備えたものとして、鉄にアルミを多量に添加した高Ａｌ含有鋼板が考えられ、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．００２〜０．１％、Ａｌ：３〜１０％と、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕの１種又は２種以上を０．０１〜７％、Ｍｎ：５％以下、２％以下のＳｉおよびＴｉの１種又は２種以上を０．１〜６％、Ｏ：０．０００５〜０．０４％、Ｎ：０．０００２〜０．０５％、残余Ｆｅおよび不可避的不純物からなる低比重の吸振合金が開示されている。

しかし、このような高Ａｌ含有鋼板は、（ｉ）製造性が劣ること（特に圧延時に割れが発生すること）、（ii）延性が低いこと、などの理由から、自動車用鋼板として適用することは困難であった。

また、多量のＡｌを含有すると延性、熱間加工性および冷間加工性が大幅に劣化し、特許文献１にあるように、比較的高温長時間の焼鈍（６５０〜１２００℃で５〜６００分加熱）により鋼板を製造する必要があり、通常の薄鋼板製造プロセス、例えば、連続焼鈍などで高Ａｌ含有鋼板を製造することや、良好な強度および延性レベルを確保することは困難であった。

高Ａｌ含有鋼板の延性を向上させる技術として、例えば、特許文献２には、Ａｌ：４〜９．５％、Ｔｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｚｒ：０．１〜０．８％、Ｃ：０．０１〜０．５％および残余Ｆｅを含有するアルミニウム含有鉄基合金の技術が提案されているが、低比重に関する言及はなく、重量元素であるＭｏやＺｒが必須となっており、低比重化に考慮しているとはいえない。

また、製造性についても、鍛造することや温間圧延を行うこととしており、いわゆる、溶解から熱間圧延、冷間圧延へと至る広く工業的に行われている製造方法、製造設備を用いた製法とは異なる。また、本発明者らの試験では、大幅な延性の改善には至っていない。

また、特許文献３には、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．１〜１％、Ａｌ：２〜８％、Ｙ：０．０１〜１％および残余Ｆｅを含有する耐酸化性の鉄合金が提案されているが、低比重に関する言及はなく、耐酸化性を向上させるために重量元素であるＹが必須となっており、低比重化に考慮しているとはいえない。また、強度や延性に関する言及はなく、本発明者らの試験では、大幅な延性の改善には至っていない。

また、特許文献４には、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ≦０．５、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ≦０．０５、Ｓ≦０．０１、Ａｌ：０．５〜５％および残余Ｆｅを含有する鋼板が提案されているが、Ａｌ含有量が５％以下と小さいため、低比重化の効果が小さい。また、Ａｌを５％を超えて添加した場合には、成形性や冷間加工性が大幅に劣化するため製造が困難であると記載されている。

また、特許文献５には、Ｓｉ＜０．２％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ａｌ：５〜９％、総計で１％以下のＣｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｎｉ、総計で０．１％以下のＳｃ＋Ｙ＋ＲＥＭおよび残余Ｆｅを含有する鋼板が提案されており、特許文献６には、Ｃ：０．００３６〜０．１％、Ｓｉ＜０．２％、Ｍｎ：０．０３〜０．２％、Ａｌ：７〜９％、総計で１％以下のＣｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｎｉ、総計で０．１％以下のＳｃ＋Ｙ＋ＲＥＭおよび残余Ｆｅを含有する鋼板が提案されているが、いずれも、成形性や製造性を改善するための製造技術はなんら提案されておらず、本発明者らの試験では、これらの成分の鋼板を通常の薄鋼板製造プロセスで製造することは困難であった。

また、特許文献７には、Ａｌ：６〜１０％および残余Ｆｅを含有し、平均結晶粒径が３００〜７００μｍの範囲内である制振合金材料が提案されているが、結晶粒径がこれほど大きいと、プレス加工時にオレンジピールと呼ばれる表面欠陥（肌荒れ）が生じるために、自動車部材への適用は困難である。また、成形性や製造性を改善するための製造技術は、なんら提案されていない。

以上のように、従来の技術では、延性に優れた高強度低比重鋼板を工業規模で生産することは困難であった。

特開平３−１４０４３９号公報 特開平８−２５３８４４号公報 米国特許第４，３３４，９２３号公報 特許第２５１７４９２号公報 米国特許第６，３８３，６６２Ｂ１号公報 特許第３４５７３３１号公報 特開２００１−５９１３９号公報

本発明は、上記したような問題点を解決しようとするものであって、延性に優れた高強度低比重鋼板、および、その製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、鉄ベースで多量のＡｌを含有し、成分の異なる種々の素材について、延性、熱間加工性および冷間加工性を改善するための方法について、成分と製造法の両面から研究を重ねた結果、高Ａｌ含有鋼の延性、熱間加工性および冷間加工性の劣化は、粒界脆化によるものであり、Ａｌ含有量を５．０〜１０．０％としたうえで、ＳおよびＰを極低化し、さらに、極低Ｃ化により粒内に析出する炭窒化物を低減して粒界と粒内の強度差を低減し、さらに、熱延条件の適性化により熱延時にフェライトの再結晶を促進させ細粒化することにより、粒界強度を向上でき、延性、熱間加工性および冷間加工性を大幅に改善できることを知見した。

本発明は、このような知見に基づいて構成されたものであり、その要旨は、以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：３．０超〜３０．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：５．０〜１０．０％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、比重＜７．２であり、引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。

（２）さらに、質量％で、Ｎｉ：５．０超〜１５．０％を含有することを特徴とする前記（１）記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。

（３）前記（１）または（２）に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板を製造する方法であって、前記（１）または(２)に記載の成分からなる鋼スラブを１０５０℃以上１１５０℃以下の温度に加熱し、１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率２５％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み１０００℃以下での総圧下率を７０％以上としかつ８００℃以上８５０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上７５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（４）鋼板を巻き取った後、７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍することを特徴とする前記（３）に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

（５）鋼板を巻き取った後、酸洗し、１パス目の圧下率を１５％以下とする冷間圧延を３０℃以上で行い、６００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする前記（３）に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。

本発明によれば、延性に優れた高強度低比重鋼板を得ることができる。

以下に、本発明における各要件の意義および限定理由について、具体的に説明する。

まず、本発明における延性に優れた高強度低比重鋼板の成分限定理由について、説明する。なお、％は、質量％を意味する。

Ｃ：Ｃは強度を向上させるために必須の元素であるが、０．００１％未満ではその効果が発現せず、一方、０．０１％を超える過剰の添加は、粒内への炭化物析出により粒界と粒内の強度差が拡大するために粒界脆化を促進する。したがって、Ｃ含有量は０．００１〜０．０１％とした。

Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素であるが、３．０％を超える過剰の添加は、熱間加工性を低下させるとともに、熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とした。

Ｍｎ：ＭｎはＭｎＳを形成して、固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。Ｍｎの多量添加は、オーステナイトやマルテンサイト生成には特に有効で、Ａｌ量が比較的多い場合には、組織強化による高強度化に有効である。３．０％以下ではその効果は小さく、３０．０％を超えると延性が大幅に劣化する。このため、３０．０％を上限として添加する。

Ｐ：Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状の精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を０．０２％とした。

Ｓ：Ｓは熱間加工性および靭性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状の精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を０．０１％とした。

Ａｌ：Ａｌは低比重化を達成するための必須の元素である。５．０％未満では低比重化の効果が少ないので、下限を５．０％とした。一方、１０．０％を超えると、金属間化合物の析出が顕著となり、延性、熱間加工性および冷間加工性が劣化するので、Ａｌの含有量を５．０〜１０．０％とした。低比重化の効果をできるだけ大きくするためには、Ａｌの含有量を９．０超〜１０．０％とすることが望ましい。

Ｎ：Ｎは窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００１％未満ではその効果が発現されず、一方、０．０５％を超えて添加すると、靭性が劣化するため、Ｎ含有量を０．００１〜０．０５％とした。

以上が本発明の基本成分であり、通常は、上記以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加してもよい。

Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではそれらの効果が発現されず、一方、０．３％を超えて過剰添加すると、靭性が劣化するため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．３％とした。

Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が発現されず、一方、０．３％を超えて過剰添加すると、靭性が劣化するため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．３％とした。

Ｃｒ：Ｃｒは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．０５％未満では発現されず、一方、３．０％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜３．０％とした。

Ｎｉ：Ｎｉは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は、０．０５％未満では発現せず、一方、５．０％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｎｉの含有量を０．０５〜５．０％とした。

しかし、Ｎｉ添加は、オーステナイトやマルテンサイト生成には特に有効で、Ｍｎ同様、Ａｌ量が比較的多い場合には、組織強化による高強度化に有効である。５．０％以下ではその効果は小さく、一方、１５．０％を超えると、延性が大幅に劣化する。このため、１５．０％を上限として添加する。

Ｍｏ：Ｍｏは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．０５％未満では発現されず、一方、３．０％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。したがって、Ｍｏの含有量を０．０５〜３．０％とした。

Ｃｕ：Ｃｕは延性および靭性を向上させる有効な元素である。この効果は０．１％未満では発現せず、一方、３．０％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。したがって、Ｃｕの含有量を０．１〜３．０％とした。

Ｂ：Ｂは自ら粒界に偏析することにより、粒界結合力を向上させるとともに、ＰおよびＳの粒界偏析を抑制し、粒界強度を高め、延性、靭性、および、熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は０．０００３％未満では発現されず、一方、０．０１％を超えて過剰添加すると、粒界に粗大な析出物が生成し熱間加工性が劣化するため、Ｂの含有量を０．０００３〜０．０１％とした。

Ｖ：Ｖは微細な炭窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．０１％未満ではその効果が発現せず、一方、０．５％を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Ｖの含有量を０．０１〜０．５％とした。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、いずれもＳによる熱間加工性や靭性の劣化を抑制する有効な元素である。この効果は、Ｃａは０．００１％未満、Ｍｇは０．０００５％未満、Ｚｒは０．００１％未満、ＲＥＭは０．００１％未満では発現せず、一方、Ｃａは０．０１％、Ｍｇは０．０１％、Ｚｒは０．０５％、ＲＥＭは０．０５％を超える過剰添加は、靭性を劣化させる。したがって、Ｃａの含有量を０．００１〜０．０１％、Ｍｇの含有量を０．０００５〜０．０１％、Ｚｒの含有量を０．００１〜０．０５％、ＲＥＭの含有量を０．００１〜０．０５％とした。

次に、特性値の限定理由について述べる。比重は、７．２以上では自動車用鋼板として通常使用されている鋼板の比重（鉄の比重７．８６と同程度）と比較して、軽量化効果が小さいので、７．２未満とする。強度および延性については、自動車用鋼板として必要な特性を考慮して、引張強度４４０ＭＰａ以上、伸び２５％以上とする。

次に、製造条件の限定理由について述べる。

前記（６）に係る本発明においては、前記（１）〜（５）のいずれかに記載の成分からなる鋼スラブを１０５０℃以上１１５０℃以下の温度に加熱し、１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率２５％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み１０００℃以下での総圧下率を７０％以上としかつ８００℃以上８５０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上７５０℃以下の温度で巻き取る。

前記（１）に記載の成分においては、Ｍｎの含有量を、前記（５）に記載の成分においては、Ｎｉの含有量を、それぞれ、３．０超〜３０．０％、５．０超〜１５．０％と高くしており、いずれも合金含有量が非常に高いために合金自体が脆弱であり、熱間加工時に過度な低温大圧下を行ったり、低温で冷間圧延すると割れが発生する場合があるので、適切な製造条件を規定する必要がある。

スラブ加熱温度は、結晶粒粗大化防止の観点から、できる限り低いほうが望ましいが、スラブ加熱温度が１０５０℃未満であると、炭窒化物が十分に固溶せずに必要な強度や延性が得られないため、スラブ加熱温度の下限は１０５０℃とした。加熱温度が１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化するので、スラブ加熱温度の上限は１１５０℃とした。

熱延時に、フェライトの再結晶を促進させ細粒化するために、１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率２５％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み１０００℃以下での総圧下率を７０％以上とすることが必要である。

大圧下時の圧延温度が１０００℃未満であるか、圧下率が２５％未満であれば、フェライトの再結晶が進まず、粗大なフェライト粒が残存し、良好な延性、熱間加工性および冷間加工性が得られない。

また、大圧下時の圧延温度が１１００℃を超えると、再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化するため、良好な延性、熱間加工性および冷間加工性が得られない。１０００℃以下での総圧下率が７０％未満であれば、圧延時の歪の蓄積が十分ではなく、後続の巻取りでの回復・再結晶が抑制される。

仕上げ圧延温度が８００℃未満であると、熱間加工性が劣化し、熱延中に割れが生じるため、仕上げ圧延温度の下限は８００℃にした。仕上げ温度が８５０℃を超えると、圧延時の歪の蓄積が十分ではなく、後続の巻取りでの回復・再結晶が抑制されるため、仕上げ温度の上限を８５０℃にした。

巻き取り温度が６００℃未満であると、フェライトの回復・再結晶が進まないので、巻き取り温度の下限は６００℃とした。巻き取り温度が７５０℃を超えると、再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化して、良好な延性、熱間加工性および冷間加工性が得られないので、巻き取り温度の上限は７５０℃とした。

前記（６）に係る本発明において、熱延板の延性を向上させるために、再結晶や炭化物析出制御の観点から、熱延板を巻き取った後、７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍してもよい。

ここで、焼鈍温度が７００℃未満ではその効果が小さく、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し粒界脆化が助長されるため、熱延板の焼鈍温度は７００℃以上１１００℃以下の温度範囲とした。

前記（７）に係る本発明において、冷延鋼板を製造する場合には、鋼板を巻き取った後、酸洗し、１パス目の圧下率を１５％以下とする冷間圧延を３０℃以上で行い、６００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却する。

冷間圧延時の割れを防止するため、１パス目の圧下率を１５％以下とし、冷間圧延温度を３０℃以上とした。

焼鈍温度が６００℃未満では、未再結晶・未回復となり十分な効果が得られず、一方、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し粒界脆化が助長されるため、冷延板の焼鈍温度は６００℃以上１１００℃以下の温度範囲とした。

焼鈍後の冷却速度が２０℃／秒未満であるか、冷却停止温度が２００℃超であれば、冷却中に粒成長が起こって結晶粒が粗大化するとともに、粒界へＰなどの不純物元素が偏析するために粒界脆化が起こり延性が劣化するので、焼鈍後は、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することにした。

以下、実施例により本発明とその効果を、さらに具体的に説明する。

表１に示す組成を有する鋼を、表２に示す条件で熱間圧延し、冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍した。

熱間圧延後および冷間圧延後に、それぞれ、熱延板および冷延板における割れ発生状況を観察した。結果を表２に併せて示す。

焼鈍後の板の比重および機械的特性を評価した。比重の測定はピクノメータを用いて行った。比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表２に併せて示す。

本発明例（Ｎｏ．２〜４）では、比重＜７．２を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては３０％以上の高い伸びが得られており、熱延板および冷延板の割れも発生していない。

また、表１に示す組成を有する鋼を、表２に示す条件で熱間圧延した熱延板についても比重および機械的特性を評価した。熱延板の比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表３に示す。さらに、この熱延板について、表４に示す条件で熱延板焼鈍を行い熱延板焼鈍材についても、比重および機械的特性を評価した。熱延板焼鈍材の比重、降伏応力、引張強度および伸びを、表４に示す。

本発明例（Ｎｏ．２〜４）では、熱延板および熱延板焼鈍材のいずれも、比重＜７．２を満たしており、引張強度は４４０ＭＰａ以上であり、延性に関しては３０％以上の高い伸びが得られている。

以上より、鋼成分を本発明で示した範囲に特定し、本発明で示した条件で製造することにより、延性に優れた高強度低比重鋼板が得られることが明らかである。

前述したように、本発明によれば延性に優れた高強度低比重鋼板を提供することができる。したがって、本発明は、鋼板利用産業上、利用可能性の高いものである。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００１〜０．０１％、
   Ｓｉ：３．０％以下、
   Ｍｎ：３．０超〜３０．０％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ａｌ：５．０〜１０．０％、
   Ｎ：０．００１〜０．０５％
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、比重＜７．２であり、引張強度が４４０ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上であることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｎｉ：５．０超〜１５．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の延性に優れた高強度低比重鋼板。
3. 請求項１または２に記載の延性に優れた高強度鋼低比重板を製造する方法であって、請求項１または２に記載の成分からなる鋼スラブを１０５０℃以上１１５０℃以下の温度に加熱し、１０００℃以上１１００℃以下の温度で圧下率２５％以上の大圧下を少なくとも１パス以上含み１０００℃以下での総圧下率を７０％以上としかつ８００℃以上８５０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、６００℃以上７５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
4. 鋼板を巻き取った後、７００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍することを特徴とする請求項３に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。
5. 鋼板を巻き取った後、酸洗し、１パス目の圧下率を１５％以下とする冷間圧延を３０℃以上で行い、６００℃以上１１００℃以下の温度で焼鈍を行い、焼鈍後、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする請求項３に記載の延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法。