JP2001254144A - 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
ュシームあるいはアーク溶接といった溶接により成形前
に異種鋼板と接合された後成形される場合においても、
加工性が良好な溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する。 【解決手段】 C:0.04〜0.1%、Si:0.5%以下、Mn:
1〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下(0を含
む)を含有し、さらにMoを0.05〜0.5%の範囲で0.085≦
Mo/Mn≦0.3を満たすように含有し、残部が実質的にFeお
よび不可避不純物からなり、かつ組織が平均粒径20μm
以下のフェライトと体積率5〜40%のマルテンサイトか
らなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。
Description
品などに適用され、単独板まま、あるいはレーザーやマ
ッシュシームにより異種鋼板と接合した後、成形される
用途に適した溶融亜鉛メッキ鋼板に関するものである。
メッキ鋼板は、その優れた防錆性と高い耐力を利点と
し、とくに自動車の構造用部品などに広く適用されてい
る。このため、自動車用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に係
る発明は非常に多く開示されている。
対する要求特性が高まっているため、例えば特開昭56
−142821号公報や特開昭55−100935号公
報等には、延性に優れたフェライト+マルテンサイト2
相組織を有する高強度溶融亜鉛メッキ鋼板に関する発明
が開示されている。
要求特性が高まる一方で、適用技術の拡大に伴い、テー
ラードブランク材などのように、溶接部を含んだ状態で
加工さる部材や、溶接部を含んだ構造部材の高速変形挙
動に対する要求特性が厳しくなるなど、溶接部の特性が
製品に対する要求特性として着目されつつある。
マルテンサイト2相組織を有する高強度溶融亜鉛メッキ
鋼板では、溶接時にオーステナイト相の急冷により得ら
れるマルテンサイト相が軟化してしまうという大きな問
題点が存在する。このような溶接部の硬度不均一は、例
えば、テーラードブランク材では成形性の劣化や不均一
変形にともなう接合部近傍の熱影響部の減肉をもたら
し、また、変形強度、破断強度、高速変形強度など構造
部材としての性能をも劣化させる原因ともなってしま
う。
もので、延性に優れるのみならず、レーザー、マッシュ
シームあるいはアーク溶接といった溶接により成形前に
異種鋼板と接合された後成形される場合においても、加
工性が良好な溶融亜鉛メッキ鋼板を提供することを課題
とする。
の第1の手段は、C:0.04〜0.1%、Si:0.5%以下、M
n:1〜2%、P:0.05%以下、S:0.01%以下(0を
含む)を含有し、さらにMoを0.05〜0.5%の範囲で0.085
≦Mo/Mn≦0.3を満たすように含有し、残部が実質的にFe
および不可避不純物からなり、かつ組織が平均粒径20μ
m以下のフェライトと体積率5〜40%のマルテンサイト
からなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板(請求項
1)である。
段は、C:0.04〜0.1%、Si:0.5%以下、Mn:1〜2
%、P:0.05%以下、S:0.01%以下(0を含む)を含
有し、さらにMoを0.05〜0.5%の範囲で0.085≦Mo/Mn≦
0.3を満たすように、Vを0.02〜0.2%の範囲でMo+V≦0.
5%、 0.05≦(Mo+V)/Mn≦0.25を満たすようにそれぞれ
含有し、残部が実質的にFeおよび不可避不純物からな
り、かつ組織が平均粒径20μm以下のフェライトと体積
率5〜40%のマルテンサイトからなることを特徴とする
溶融亜鉛メッキ鋼板(請求項2)である。
らない限り鋼の成分を表す%は重量%を意味する。ま
た、Mo/Mnのような各元素の計算式は、当該元素の重量
%の値の計算式である。本明細書において「残部が実質
的にFeおよび不可避不純物からなる」というのは、不可
避不純物のほか、本発明の効果を無くさない限り、微量
の元素を含むものが各発明の範囲に含まれることを意味
するものである。例えば、前記第1の手段には、前記第
2の手段に規定する範囲を外れた量のVを含有するもの
が含まれる。
限定理由)本発明者らは、上記課題を解決するため、フ
ェライト+マルテンサイト2相組織鋼における溶接部の
強度変化と溶接線を含む場合の加工性に及ぼす鋼成分と
組織の影響について鋭意検討した結果、ある限定された
C、Si、Mn等の基本成分を有する鋼に適量のMoを含有さ
せ、もしくは適量のMoを含有させた上でさらに適量のV
を含有させ、なおかつ、フェライトを平均粒径20μm以
下とし、マルテンサイト体積率を5〜40%に限定するこ
とで、延性および溶接後の加工性に優れる高強度溶融亜
鉛メッキ鋼板を製造できることを見出した。
量のMoを含有させること、もしくは適量のMoに加えてさ
らに適量のVを含有させることであるが、これは、これ
らの元素がフェライトフォーマーでありフェライト+マ
ルテンサイト2相組織を得るために有効であるばかり
か、溶接により熱影響を受けた場合にマルテンサイト相
内で微細なカーバイドを形成し軟化を抑制するためであ
る。とくにMoとVを複合して含有させる場合には、HA
Z部の硬度変化が極めて小さくなり、溶接後の加工性も
非常に良好となることが分かった。
素として知られているが、発明者らの検討では短時間昇
温での析出が早く、HAZ部においてむしろ硬度上昇が
大きくなり、結果としては溶接部の断面硬度分布の不均
一性が高まるので、溶接後の加工性が劣化してしまう点
を見出した。このため、Cr含有量は上限を設ける必要が
ある点も明らかとなった。
平均粒径を20μm以下として粒界面積を増加させること
で、短時間昇温時に粒界でのオーステナイトの析出が促
進され、これにより、最もマルテンサイト相の硬度低下
が大きくなるAc3点の上昇が避けられ、マルテンサイト
相の硬度低下が抑制される。
と、フェライトとマルテンサイトの比率が非常に大きな
影響を及ぼし、マルテンサイト相の体積率が40%を超え
ると延性が劣化し好ましくない。ただし、マルテンサイ
トの体積率が小さくなりすぎると、逆にマルテンサイト
相の2次析出強化の効果をHAZ軟化抵抗に有効に活用
できないため、下限を5%に規定する。
亜鉛めっきラインにおいてマルテンサイト組織を得るに
は、焼入れ性を高めるMnを1%を超えて含有させる必要
があるが、この場合、Mn偏析に起因したマルテンサイト
の層状組織が発達して延性が劣化することが見出され、
本発明において含有されるMo量、又はMoとVの含有量合
計をMn含有量に対してある下限比率以上にすることで、
フェライトの析出を促進させ、マルテンサイト相とフェ
ライト相が均一に分散した組織を得ることができ、延性
を高めることがわかった。
含有させ、体積率5〜40%のマルテンサイト相とフェラ
イト相が均一に分散した組織を得ることで、延性と溶接
時のHAZ部の硬度変化が小さい鋼板を得ることが可能と
なるが、溶接後の加工性を高めるには、HAZ部のみな
らず溶融金属部をも含めた硬度変化を小さくする必要が
ある。均熱後の冷却速度が小さい連続溶融亜鉛めっきラ
インにおいてマルテンサイト組織を得るようにCやMnを
高めた成分系では、HAZ部と異なり冷却速度が大きい
溶融金属部ではマルテンサイト組織が容易に形成されて
硬さが非常に高くなってしまい、溶接後の加工性が劣化
してしまう。
配するCにも上限を設ける必要がある。また、上述した
単独板ままの延性の向上に有効な、MoとVの含有量合計
をMn含有量に対してある下限比率以上に含有させると、
溶融金属部が完全なマルテンサイト単層組織となること
を回避できるので、やはり溶接後の加工性の向上に有効
であることが明らかとなった。
る高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の発明に関する骨格となる
部分であるが、以下には、具体的な成分限定理由と本鋼
板を得るための製造法について説明する。
が、前述したように含有しすぎると溶接部の溶融金属部
の硬度が上昇しすぎて、好ましくない。すなわち、下限
は強度を確保するための最低限量として、また、上限は
溶融金属部の硬度が上昇しすぎないために規定する。 Si:0.5%以下 Siは、フェライト+マルテンサイト2相組織を安定して
得るためには必須の元素であるが、含有量が多くなると
亜鉛メッキの密着性や表面外観が著しく劣化するので、
上限を0.5%に規定する。
ある。所望の強度を得るため1%が下限として必要であ
るが、過剰に含有させるとマルテンサイト体積率が増大
しすぎて延性が劣化するので上限を2.5%に規定する。 P:0.05%以下 PはSiと同様に、フェライト+マルテンサイト2相組織
を安定して得るためには必須の元素であるが、含有量が
多くなると溶接部の靭性が劣化するので、上限を0.05%
に規定する。
靭性が劣化する。このため上限を0.01%に規定する。 sol.AlとN sol.AlとNは、通常の鋼に含有される量であれば本発明
の効果を損なわず、それぞれ0.05%以下、0.007%以下
であればよい。
元素において重要なMoとVの含有量について説明する。
Moは、本発明の効果を得るために必須の元素である。上
述したように、これは、フェライト+マルテンサイト2
相組織を得るために有効であるばかりか、溶接時にHA
Z部での昇温によるマルテンサイト相の焼戻し軟化が、
Moの炭化物の析出で抑制されるためである。このため効
果が発現する0.05%を下限として含有させる。しかし、
過剰に含有させると、逆にHAZ部で硬度上昇が大きく
なり、HAZ部の硬度変化は大きくなる。したがって、
上限を0.5%に規定する。
は、Mn含有量に対するMo含有量の比率が重要で、これが
ある基準以上(Mo/Mn≧0.085)含有されないとMn偏析によ
るマルテンサイト相の層状分布が解消されない、あるい
は、溶融金属部の硬さが上昇しすぎるなどして、本発明
の意図する効果が十分得られない。一方、Mn含有量に対
してMo含有量を過剰に(Mo/Mn>0.3)すると、フェライト
が過剰に析出しやすくなり、とくに溶融金属部において
粗大なフェライト粒が形成されて溶接後の加工性が劣化
してしまうので好ましくない。以上の点から、Mo含有量
は0.05〜0.5%とし、かつMn含有量に対して0.085≦Mo/M
n≦0.3の範囲に規定する。
マルテンサイト相の焼戻し軟化抵抗に有効と思われる元
素、具体的にはV、Crについても検討を加えた。この結
果、溶接時のHAZ部のように短時間の昇温においては
元素の種類による影響が異なり、Crは微量の含有でもH
AZ部での硬度上昇が大きくなり、含有量が0.2%を越
えるとHAZ部の硬度変化が大きくなることが明らかと
なった。このため、本発明ではCrの含有量は0.2%以下と
することとした。
の複合含有でHAZ部の硬度変化が極めて小さくなっ
た。これは、マルテンサイト相の短時間の昇温時のV炭
化物による析出強化がそれほど大きくなく、しかも、Mo
炭化物が析出する温度と異なるため、HAZ部の広い熱
履歴域において、均一な焼戻し軟化抵抗が得られるため
と考えられた。このような効果を得るためのV量の下限
は0.02%であり、過剰に含有させるとやはりHAZ部で
の硬度上昇が大きくなるので、上限は0.2%に規定し
た。
ーであることから、Moの単独含有の場合と同じ理由でMn
含有量に対するMoとVの合計含有量の比率の下限と上限
を規定する必要がある。ただし、本発明者らの検討によ
れば、MoとVを複合含有する場合、フェライトの析出の
しやすさが、単独含有の場合よりも強くなることがわか
り、このため、Mn含有量に対するMoとVの合計含有量の
比率の下限と上限は、Moの単独含有の場合よりもそれぞ
れそのしきい値が低くなった。すなわち、Vの含有量は
0.02〜0.2%の範囲とし、かつMo+Vで0.5%を上限と
し、 0.05≦(Mo+V)/Mn≦0.25を満たすよう限定する。
極端に多く含有しなければ、とくに本発明の効果を損な
わない。例えば、鋼の高強度化あるいは微細化を目的と
してNbやTiを含有させる場合、0.05%以内であれば問題
はない。
る。前記課題を解決するための第3の手段は、前記第1
の手段又は第2の手段に記載した成分の鋼を、鋳造後、
巻取り温度500〜650℃で熱間圧延して鋼帯とし、酸洗後
にそのまま、又は必要に応じて40%以上の圧下率で冷間
圧延した後、連続溶融亜鉛メッキラインにおいて750〜8
50℃で均熱した後、1〜50℃/secの冷却速度で600℃以
下の温度域まで冷却し、400〜600℃での滞留時間が180
秒以内となるよう亜鉛メッキし、必要に応じてさらに合
金化処理を行うことを特徴とする請求項1又は請求項2
に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法(請求項3)で
ある。
のごとく限定したうえ、平均粒径20μm以下のフェライ
トと体積率5〜40%のマルテンサイトで構成される組織
に制御する必要がある。
あるいは、酸洗後さらに40%以上の圧下率で冷間圧延し
てメッキ下地を準備する。熱間圧延条件はとくに規定し
ていないが、仕上げ熱延がAr3変態点を下回ったり、熱
延終了後の冷却速度が10℃/sec以下と緩冷却であるな
ど、熱延板粒径が著しく大きくならければ、とくに問題
は生じない。
熱延板組織が大きくなったり、層状組織が目立ち好まし
くなく、500℃を下回るとベイナイトやマルテンサイト
組織が形成し、その後の焼鈍において組織が不均一とな
りやすい。このため、巻取り温度は500〜650℃に規定す
る。
/secといった大冷却を活用したり、これにさらに仕上げ
熱延大圧下を組み合わせるなど、熱延板粒径を小さくす
る行為に関しては、本発明の効果を阻害しない。冷間圧
延を40%以上に規定しているのは、これ以下だと焼鈍で
粒径が大きくなりやすくなるためである。
温度は、安定してオーステナイト相を得るため750℃以
上が必要であるが、850℃を超えると粒径が大きくなり
所望の特性が得られなくなるのでこれを上限とする。こ
の後、1〜50℃/secの冷却速度で600℃以下の温度域まで
冷却するが、これはパーライトを生じさせず、かつ微細
なフェライトを所望の体積率析出させるためで、冷速の
下限はこれ以下ではパーライトが生じたりフェライト粒
径が大きくなるため規定する。冷却速度の上限は、これ
を超えるとフェライトが十分析出しなばかりかマルテン
サイト体積率が大きくなるので規定する。
度域まで冷却された後、亜鉛メッキを施され、必要に応
じてさらに合金化処理を施された後、最終的に室温まで
冷却される。本発明者らの検討によれば、室温までの冷
却過程において、400〜600℃での滞留時間が組織形成に
大きく影響を及ぼすことが明らかとなった。すなわち、
滞留時間が長くなると、オーステナイトからのセメンタ
イトの析出が著しくなり、マルテンサイト相の体積率が
低下して強度や延性が低下するばかりか、MoやVの析出
によるHAZ軟化抵抗効果が得られなくなる。本発明者
らの検討結果から、この滞留時間の上限は180秒に規定
された。
塊あるいは連続鋳造によるスラブ製造法や、熱延での粗
熱延バー接続による連続熱延、また、熱延過程でのイン
ダクションヒーターを利用した200℃以内の昇温など
は、本発明の効果に対して影響を及ぼさない。
る。まず、表1に成分を示す本発明成分鋼A〜Xと、表
2に成分を示す比較成分鋼a〜wを転炉で出鋼し、連続
鋳造によりスラブとした。これらのスラブを表2に示す
加熱温度と熱延巻取り条件で熱延鋼帯とし、酸洗し、そ
の一部は冷延率65%冷間圧延して、メッキ下地を準備し
た。続いて、連続溶融亜鉛メッキラインにて、表3に示
す条件で溶融亜鉛メッキ鋼板又は合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板を製造した。
イクルは、請求項3に示した好ましい範囲とした。表4
には、これらの鋼板の組織、引張強度(TS)と延性(El)お
よび溶接後の加工性を評価する目的から、図3に示すよ
うにJIS5号試験片の平行部中央にレーザー溶接をビード
オンした特殊試験片を用いた場合の延性(El*)を記載し
た。レーザー溶接条件は、出力4kW、速度1.5m/minであ
り、とくに溶接速度は遅くしてHAZ軟化の生じやすい
条件とした。
(Mn+V)/Mnで整理した図である。(ただし、表4に
おいては、同じ鋼板を熱延したままのものと、それを冷
延したものの両方を記載しているものがある。たとえば
鋼番5と鋼番6、鋼番11と鋼番12である。図1にお
いては、このうち、熱延したままのものの値のみをプロ
ットしてある。)表4の本発明鋼に対応するものは、TS
xEl*が16000以上である。図1で、V≧0.02%、V<0.0
2%の2水準ごとに比較した場合、TSxEl*が16000付近
で、本発明鋼と比較鋼との間に臨界的さが生じ、本発明
鋼では性能(溶接後の加工性)が格段に良くなっている
のが分かる。
鋼板では溶接していない場合でも、TSxElが19000を超え
ており、高延性を有している。(ただし、鋼番6のもの
だけが、TSxEl*が16000を若干下回っているが、これ
は、冷延により板厚が薄くなっており、伸びの値が小さ
くなっているためである。)一方、表4より分かるよう
に、比較鋼では、溶接していない場合ではTSxElが19000
を超える場合が多数あるものの、溶接後ではTSxEl*値が
13000程度のものが多く、極端に加工性が劣化している
のがわかる。
とくに連続溶融亜鉛メッキラインでの熱サイクル条件を
変化させて、特性の変化を検討した結果を示している。
鋼番1や5では均熱温度が、鋼番6や11では冷却速度が
適切でないため、また、鋼番15、16では400〜600℃での
滞留時間が長すぎるため、本発明の規定する組織が得ら
れておらず、所望の溶接後の加工性が得られていない。
量に対するMo、V含有量の比率の過不足によるHAZ部
での硬度変化を模式的に示している。
するために、溶接部断面の硬度分布をできるだけ均一に
することに主眼をおいている。この指標として、JIS5
号試験片の平行部中央にレーザー溶接をビードオンした
特殊試験片を用いた場合の延性を評価したが、これはあ
くまで代表例であって、本発明によれば、溶接後の加工
性が良好になるばかりでなく、例えば、テーラードブラ
ンク材を成形する場合に、溶接線近傍における板厚減少
が小さく、成形後の外観が良好であったり構造部材とし
ての強度も高いという効果等も得られる。
工性に優れる高強度な溶融亜鉛メッキ鋼板が得られ、単
独板ままでの成形性に優れるのみならずテーラードブラ
ンク材でも成形性の劣化が、また、溶接で構造体となさ
れた部材の変形強度、破断強度、高速変形強度などの性
能の劣化が極めて小さい溶融亜鉛メッキ鋼板を提供する
ことができる。
である。
の比率の過不足によるHAZ部での硬度変化を模式的に
示した図である。
を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 C:0.04〜0.1%、Si:0.5%以下、Mn:
1〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下(0を含
む)を含有し、さらにMoを0.05〜0.5%の範囲で0.085≦
Mo/Mn≦0.3を満たすように含有し、残部が実質的にFeお
よび不可避不純物からなり、かつ組織が平均粒径20μm
以下のフェライトと体積率5〜40%のマルテンサイトか
らなることを特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板。 - 【請求項2】 C:0.04〜0.1%、Si:0.5%以下、Mn:
1〜2%、P:0.05%以下、S:0.01%以下(0を含
む)を含有し、さらにMoを0.05〜0.5%の範囲で0.085≦
Mo/Mn≦0.3を満たすように、Vを0.02〜0.2%の範囲でM
o+V≦0.5%、0.05≦(Mo+V)/Mn≦0.25を満たすようにそ
れぞれ含有し、残部が実質的にFeおよび不可避不純物か
らなり、かつ組織が平均粒径20μm以下のフェライトと
体積率5〜40%のマルテンサイトからなることを特徴と
する溶融亜鉛メッキ鋼板。 - 【請求項3】 請求項1又は請求項2に記載した成分の
鋼を、鋳造後、巻取り温度500〜650℃で熱間圧延して鋼
帯とし、酸洗後にそのまま、又は必要に応じて40%以上
の圧下率で冷間圧延した後、連続溶融亜鉛メッキライン
において750〜850℃で均熱した後、1〜50℃/secの冷却
速度で600℃以下の温度域まで冷却し、400〜600℃での
滞留時間が180秒以内となるよう亜鉛メッキし、必要に
応じてさらに合金化処理を行うことを特徴とする請求項
1又は請求項2に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方
法。
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