JP2003239040A - 成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
よびその製造方法を工業的規模で実現する。 【解決手段】 質量%で、C:0.01〜0.30%、Si:0.
005〜0.3%、Mn:0.1〜3.3%、P:0.001〜0.06%、
S:0.001〜0.01%、N:0.0005〜0.01%、Al:0.25
〜1.8%を含有し、残部Feおよび不可避不純物からな
り、さらに、Si、Mn、Alの質量%が、下記 (A)
式を満足し、金属組織がフェライトとマルテンサイトを
含有することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッ
キ高強度鋼板およびその製造方法。 (0.0012×[TS狙い値]-0.29-[Si])/1.45<Al<1.5-3*[S
i] ・・・(A) ここに、[TS狙い値]は鋼板の強度設計値で単位はMpa、
[Si]はSiの質量%
Description
融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法に関する。
軽量化がより一層要求されている。車体の軽量化のため
には、強度の高い鋼材を使用すれば良いが、強度が高く
なるほど、プレス成形が困難となる。これは、一般に鋼
材の強度が高くなるほど、鋼材の降伏応力が増大し、更
に伸びが低下するからである。これに対し、伸びの改善
に対しては残留オーステナイトの加工誘起変態を利用し
た鋼板(以下TRIP鋼)などが発明されており、例えば、
特開昭61−157625号公報に開示されている。し
かし、通常のTRIP鋼板は、多量のSi添加が必須であり鋼
板表面の溶融亜鉛メッキ性が悪化するため適用可能な部
材は制限される。更に、残留オーステナイト鋼において
高強度を確保するためには多量のC添加が必要であり、
ナケ゛ット割れ等の溶接上の問題がある。
残留オーステナイトTRIP鋼のSi低減を目的とした発明が
特開2000-345288号公報に開示されているが、この発明
では溶融亜鉛メッキ性と延性の向上は望めるものの、前
述の溶接性の改善は望めないうえ、引張り強度980MPa以
上のTRIP鋼板では、非常に高い降伏応力となるためプレ
ス時等での形状凍結性が悪化するという問題点があっ
た。また、降伏応力を低減させる技術として、特開昭5
7−155329号公報に開示されているような、フェ
ライトを含むDual Phase鋼(以下DP鋼という)が従来か
ら知られているが、必ずしも十分な成形性を有する溶融
亜鉛メッキ高強度鋼板は実現していなかった。
な従来技術の問題点を解決し、成形性に優れた溶融亜鉛
メッキ高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実
現することを課題とする。
を説明する。本発明者らは、成形性に優れた溶融亜鉛メ
ッキ高強度鋼板を鋭意検討した結果、鋼成分の最適化、
すなわち、Si、Al、Tsのバランスを特定範囲とし、特に
Al添加量を調整することで、降伏応力の低いDP鋼にお
いて、これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛メッキ
高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。本発
明の鋼板は従来の残留オーステナイト鋼並に準ずる程度
に延性が向上し、また、Siを低減することにより溶融亜
鉛メッキ性を向上させ、さらに合金化メッキをおこなっ
ても特性が劣化することが少ない高強度鋼板を実現し
た。さらに、遅れ破壊や二次加工脆性の問題が生じない
ように、不可避的に含まれる5%以下の残留オーステナ
イトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まない
DP鋼とした。
aの引張強度が実現できるが、980Mpa以上の高強度鋼板
にて著しい効果を奏する。本発明は、以上のような技術
思想に基づくものであり、特許請求の範囲に記載した以
下の内容をその要旨とする。 (1)質量%で、C :0.01〜0.30%、Si:0.005〜
0.3%、Mn:0.1〜3.3%、P :0.001〜0.06%、S
:0.001〜0.01%、N :0.0005〜0.01%、Al:0.2
5〜1.8%を含有し、残部Feおよび不可避不純物からな
り、さらに、Si、Mn、Alの質量%が、下記 (A)
式を満足し、金属組織がフェライトとマルテンサイトを
含有することを特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッ
キ高強度鋼板。 (0.0012×[TS狙い値]-0.29-[Si])/1.45<Al<1.5-3*[Si] ・・・(A) ここに、[TS狙い値]は鋼板の強度設計値で単位はMpa、
[Si]はSiの質量%
0.01〜0.2%、Nb:0.005〜0.05%のうち1種または2
種以上を含有することを特徴とする(1)に記載の成形
性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。 (3) さらに、Mo:0.05〜0.5%を含有することを
特徴とする(1)または(2)に記載の成形性に優れた
溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。 (4) さらに、Ca :0.0005〜0.005%、REM:
0.0005〜0.005%のうち1種または2種を含有すること
を特徴とする(1)乃至(3)に記載の成形性に優れた
溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。
有することを特徴とする(1)乃至(4)に記載の成形
性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。 (6)(1)乃至(5)に記載の高強度鋼板の製造方法
であって、溶融亜鉛メッキ工程においてAc1以上Ac3+1
00℃以下の温度域に加熱し、30秒以上30分以下保
持した後、1℃/s以上の冷却速度で600℃以下の温
度域まで冷却することを特徴とする成形性に優れた溶融
亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法。ここに、Ac1およびA
c3は鋼材成分基づいてAndrewsの式により計算される値
である。なお、本発明のメッキ鋼板は、通常の溶融亜鉛
メッキ鋼板および合金化処理がなされた溶融亜鉛メッキ
鋼板を含む。
に説明する。まず、本発明の高強度鋼板の成分および金
属組織の限定理由を説明する。Cは、強度確保の観点か
ら、またマルテンサイトを安定化する基本元素として、
必須の成分である。Cが0.01%未満では強度が満足
せず、またマルテンサイト相が形成されない。また、
0.3%を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足す
るほか、溶接性の劣化を招くため工業材料として使用で
きない。従って、本発明におけるCの範囲は、0.01〜
0.3%とし、好ましくは、0.03〜0.15%であ
る。Mnは強度確保の観点で添加が必要であることに加
え、炭化物の生成を遅らせる元素でありフェライトの生
成に有効な元素である。Mnが0.1%未満では、強度が満
足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣
化する。
入れ性が必要以上に高まるため、マルテンサイトが多く
生成し、強度上昇を招きこれにより、製品のバラツキが
大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用でき
ない。従って、本発明におけるMnの範囲は、0.1〜3.3
%とした。Siは強度確保の観点で添加することに加え、
通常、延性の確保のために添加される元素であるが、0.
2%を超える添加により、溶融亜鉛メッキ性が劣化してし
まう。従って、本発明におけるSiの範囲は、0.3%以下
とし、さらに溶融亜鉛メッキ性を重視する場合には0.1
%以下が好ましい。Pは鋼板の強度を上げる元素として
必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が
多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。ま
た、溶接性を劣化させる。従って、P上限値は0.06%とす
る。下限を0.001%としたのは、これ以上低減させること
は、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためで
ある。
接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好
ましい元素である。従って、上限を0.01%とする。下限
を0.001%としたのは、Pと同様に、これ以上低減させる
ことは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるた
めである。Alは、本発系において最も重要な元素であ
る。 Alは添加によりフェライトの生成を促進し、延性
向上に有効に作用する他、多量添加によっても溶融亜鉛
メッキ性を劣化させない元素である。また、脱酸元素と
しても作用する。延性を向上させるためには0.25%以上
のAl添加が必要である、一方、Alを過度に添加しても上
記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上
限を1.8%とした。Nは、不可避的に含まれる元素である
が、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させる
のみならず、AlN析出量が多くなってAl添加の効果を減
少させるので、0.01%以下の含有が好ましい。 また、不
必要にNを低減することは製鋼工程でのコストが増大す
るので通常0.0005%程度以上に制御することが好まし
い。
素添加が必要となり、フェライト生成が抑制される。こ
のため、組織のフェライト分率が低減し、第2相の分率
が増加するため、特に980MPa以上のDP鋼においては伸び
が著しく低下する。この改善のために、Si添加、Mn低減
が多く用いられるが、前者は溶融亜鉛メッキ性が劣化す
ること、後者は強度確保が困難となることから、本発明
の目的とする鋼板においては利用できない。そこで、発
明者らは鋭意検討した結果、Alの効果を見出し、式(A)
の関係を満たすAl、Si、TSバランスを有するとき、十分
なフェライト分率を確保することができ、優れた伸びを
確保できることを見出した。 (0.0012×[TS狙い値]-0.29-[Si])/1.45<Al<1.5-3*[Si] ・・・(A) ここに、[TS狙い値]は鋼板の強度設計値で単位はMPa。
[Si]はSiの質量%である。
i])/1.45未満となると、延性を向上させるために十分で
なく、1.5-3*[Si]を超えてしまうと、溶融亜鉛メッキ性
が悪化する。図1に、本発明における溶融亜鉛メッキ高
強度鋼板の発明範囲を示す。本発明の金属組織がフェラ
イトとマルテンサイトを含有することを特徴とする理由
は、このような組織をとる場合は、強度延性バランスに
優れた鋼板となるからである。ここでいう、フェライト
は、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライト
を差し、マルテンサイトは通常の焼き入れにより得られ
るマルテンサイトの他、600℃以下の温度にて焼戻し
を行ったマルテンサイトにおいても効果は変わらない。
また、組織中にオーステナイトが残存すると2次加工脆
性や遅れ破壊特性が悪化するため、本発明では不可避的
に存在する3%以下の残留オーステナイトを許容し、実
質的に残留オーステナイトを含まない。V、Ti 、Nbは、
強度確保の目的でV:0.01〜0.1%、Ti:0.01〜0.2%、
Nb:0.005〜0.05%の範囲で添加してもよい。
素である。最低添加量を0.05%以下では、Moの強化が利
用できないほか、Mo特有の焼き入れ性能が発揮されず、
十分なマルテンサイトが形成されず強度不足となる。過
多のMoの添加はDPにおけるフェライト生成を抑制し、
延性の劣化を招くほか、溶融亜鉛メッキ性を劣化させる
ことがあるので、上限を0.5%とした。CaおよびREM
は、介在物制御、穴拡げ改善の目的で、Ca:0.0005〜
0.005%、REM:0.0005〜0.005%の範囲で添加しても
よい。Bは、焼入れ性確保とBNによる有効Alの増大を目
的として、B:0.0005〜0.002%の範囲で添加してもよ
い。
があるがこれら元素を0.01質量%以下の範囲で含有
しても本発明の効果を損なうものではない。本発明の製
造工程の限定理由は次の通りである。本発明で用いる素
材は通常の熱延工程を経て製造された熱延鋼板である。
これらは酸洗、冷延をされもしくはそのまま直接、以下
に述べる熱履歴を経ることにより得られる。溶融亜鉛メ
ッキ工程では、Ac1以上、Ac3+100℃以下の温度で焼鈍す
る。これ未満では組識が不均一となる。一方、これ以上
の温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト
生成が抑制されるため伸びの劣化を招く。また、経済的
な点から焼鈍温度は900℃以下が望ましい。この際、
層状の組識を解消するためには30秒以上の保持が必要
であるが、30分を超えても効果は飽和し生産性も低下
する。従って、30秒以上30分以下とする。続いて、
冷却終了温度を600℃以下の温度とする。600℃を
超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、2次加工
性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。本発明は、この熱
処理の後、穴拡げ性、脆性の改善を目的とした、600
℃以下の焼戻し処理を行っても効果は変わらない。
を真空溶解炉にて製造し、冷却凝固後1200℃まで再
加熱し、880℃にて仕上圧延を行い、冷却後600℃
で1時間保持することで、熱延の巻取熱処理を再現し
た。得られた熱延板を研削によりスケールを除去し、7
0%の冷間圧延した。その後連続焼鈍シミュレータを用
い、770℃×60秒の焼鈍を行い、350℃まで冷却
した後、10〜600秒その温度で保持したあと、さら
に室温まで冷却した。引張特性は、JIS5号引張試験
片のL方向引張にて評価し、TS(MPa)×EL
(%)の積が18000MPa%を以上を良好とした。
金属組織は、工学顕微鏡で観察した。フェライトはナイ
タールエッチング。マルテンサイトはレペラーエッチン
グにより観察した。
ーにより、上記同様の焼鈍条件を施した後、溶融亜鉛メ
ッキを行い、目視にてメッキの付着状況を確認し、メッ
キ面の内90%以上の面積で均一に付着している場合を
良好「○」、部分的に欠陥があるものを「×」とした。
表3および表4の結果から認められるように、本発明に
よる鋼板は溶融亜鉛メッキ性が優れ、かついずれも強度
・延性バランスに優れる高強度鋼板を製造できる。一
方、表3および表4の成分範囲が本発明の範囲から外れ
る比較例、および、Alの範囲が(A)式を満足しない
比較例(CI,CJ)は、強度・延性バランスを示すT
S×ELの値が18000Mpa%未満である、もしくは、メッ
キ評価が×となっている。
を特定範囲とし、特にAl添加量を調整することで、降伏
応力の低いDP鋼において、これまで以上の伸びが確保
できる成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板および
その製造方法を工業的規模で実現することができ、産業
上有用な、著しい効果を奏する。
発明範囲を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 質量%で、 C :0.01〜0.30%、 Si:0.005〜0.3%、 Mn:0.1〜3.3%、 P :0.001〜0.06%、 S :0.001〜0.01%、 N :0.0005〜0.01%、 Al:0.25〜1.8%を含有し、残部Feおよび不可避不純
物からなり、 さらに、Si、Alの質量%と、狙いの強度値(TS)と
が、下記 (A)式を満足し、 金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有すること
を特徴とする成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼
板。 (0.0012×[TS狙い値]-0.29-[Si])/1.45<Al<1.5-3*[Si] ・・・(A) ここに、[TS狙い値]は鋼板の強度設計値で単位はMpa、 [Si]はSiの質量% - 【請求項2】 さらに、 V:0.01〜0.1%、 Ti:0.01〜0.2%、 Nb:0.005〜0.05%のうち1種または2種以上を含有
することを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた
溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。 - 【請求項3】 さらに、 Mo:0.05〜0.5%を含有することを特徴とする請求項
1または請求項2に記載の成形性に優れた溶融亜鉛メッ
キ高強度鋼板。 - 【請求項4】 さらに、 Ca :0.0005〜0.005%、 REM:0.0005〜0.005%のうち1種または2種を含有
することを特徴とする請求項1乃至請求項3に記載の成
形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板。 - 【請求項5】 さらに、 B:0.0005〜0.002%を含有することを特徴とする請求項
1乃至請求項4に記載の成形性に優れた溶融亜鉛メッキ
高強度鋼板。 - 【請求項6】 請求項1乃至請求項5に記載の高強度鋼
板の製造方法であって、溶融亜鉛メッキ工程においてAc
1以上Ac3+100℃以下の温度域に加熱し、30秒以上
30分以下保持した後、1℃/s以上の冷却速度で60
0℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする成形性
に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法。
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