JP2006307327A - 表面性状および耐二次加工脆性に優れる高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めっき性を得ることができ、連続鋳造時のスラブ割れおよび熱延時の表面欠陥を抑制した、表面性状および耐二次加工脆性に優れる高延性高強度合金化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。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１〜２％、Ｎ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【選択図】なし
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【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用鋼板としての用途に用いる、表面性状および耐二次加工脆性に優れる高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となっている。しかしながら、鋼板の高強度化は延性や靭性の低下を招くことから、高強度と高加工性を兼備し、かつ成形後の部品の靭性（耐二次加工脆性）に優れる材料の開発が望まれている。
このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ-Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼が開発されてきた。
これらの鋼板は実使用時の防錆向上を目的に表面にめっきを施す場合があるが、めっき鋼板としては、プレス性、スポット溶接性、塗装密着性を確保する観点から、溶融亜鉛めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多用されており、それに関して種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１では、多量のＳｉを添加することにより残留γを確保し、高延性を達成する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、Ｓｉはめっき性を低下させるため、このような高Ｓｉ鋼にめっきをつけるには、Ｎｉのプレめっきや特殊な薬剤の塗布を行ったり、鋼板表面の酸化物層を還元し、酸化膜厚を適当に制御するなどの煩雑な工程が必要となる。
また、特許文献２では、めっき性に対して悪影響の小さいＡｌをＳｉの代わりに添加することにより、めっき濡れ性およびパウダリング性を改善した延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、高Ａｌ鋼では連続鋳造中に鋼中のＮとＡｌがＡｌＮとなってオーステナイト粒界に多量に析出し、粒界が脆化する。通常の連続鋳造では垂直方向から水平方向への曲げ矯正を行うため、粒界が脆化すると矯正部においてスラブ割れが生じやすくなる。割れの生じたスラブをそのまま圧延すると、その割れが最終製品でも残り表面性状が著しく劣化するため、スラブの割れをグラインダーなどで除去する手入れが必要となり、大幅なコスト上昇を招く。
特許文献３では、上記のようなスラブ割れを回避するためにＴｉを添加してＮをＴｉＮとして固着することによりスラブ割れを回避する方法が提案されている。しかし、実際には、ＮがＴｉＮとして完全に固着される温度よりも高温からＡｌＮの析出が開始し、完全にスラブ割れを回避することが困難である。
さらにＡｌは強力なフェライト安定化元素でありＡ３変態点を上昇させるため、その変態点上昇により、熱間圧延時に加熱炉を出てスラブの幅圧下を行うまでに温度低下が生じやすいスラブコーナー部においてフェライトが生成しやすくなる。その結果、幅圧下時にコーナー部に局所的な歪みの集中が起こり、ヘゲなどの表面欠陥が生じやすくなる。
そして、特許文献１〜３に提案される技術は、これらに加えて高張力鋼板に溶融亜鉛めっきを施すため、冷延鋼板と比較して、表面摺動抵抗が大きく、耐二次加工脆性に劣るという問題がある。
特許文献４では、めっき鋼板における耐二次加工脆性の向上を目的に、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼において、Ｂ添加量を制御することにより、フェライト粒を微細化させるとともに、粒界強度を高めることで、耐二次加工脆性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、マルテンサイト相を活用した鋼板では、残留オーステナイトの歪誘起変態に起因した延性の向上（ＴＲＩＰ効果）を活用することができず、十分な延性を有しているとはいい難い。
特開平１１−２７９６９１号公報
特開２００２−０３０４０３号公報
特許第３５９６３１６号公報
特開２００４−２１１１４０号公報
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めっき性を得ることができ、連続鋳造時のスラブ割れおよび熱延時の表面欠陥を抑制した、表面性状および耐二次加工脆性に優れる高延性高強度合金化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を目的とする。
本発明者らは、残留オーステナイトを活用し、表面性状および耐二次加工脆性に優れる高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得るため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、ＡｌＮ析出と粗大化は、スラブ割れのような表面品質だけでなく、最終製品における耐二次加工脆性に影響を及ぼし、Ｎ量をＮ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％とすることで、耐二次加工脆性が向上することを見出した。その理由の詳細は必ずしも明らかではないが、粗大なＡｌＮは低温時の脆化に対して、破壊の起点となり、さらに、Ａｌ量が高くなると高温からＡｌＮが析出し、析出物の粗大化が起こりやすくなり、耐二次加工脆性の劣化を招くためと考えられる。
一方で、高温時に析出した微細なＡｌＮがγ粒の粗大化を抑制することで、フェライト粒が微細化し、耐二次加工脆性が向上する。このため、最低限必要なＮ量が存在し、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎをも満足させることが耐二次加工脆性の向上に適していることを見出した。
また、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％に制御することにより、熱間圧延時のヘゲの発生が抑制されることを見出した。これは、Ａｌ、Ｓｉ添加によるＡｒ３変態点の上昇とＣ、Ｍｎ添加による変態点の低下のバランスで、成分を上記の範囲とすることで、幅圧下前のスラブコーナー部でのフェライトの生成が抑制されるためであると考えられる。
本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（６）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１〜２％、Ｎ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）上記（１）において、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下から選ばれる１種または２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）上記（１）または（２）において、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１％以下から選ばれる１種または２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、質量％で、ＣａおよびＲＥＭの１種または２種を合計で０．０１％以下をさらに含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかにおいて、前記鋼板の金属組織が、体積率で３〜２０％の残留オーステナイト相を含むことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の組成を有する鋼を、溶製して鋳造し、熱間圧延、冷間圧延を施した後、７３０〜９００℃の温度域に６０〜３００ｓ保持した後、３〜１００℃／ｓにて冷却を行い、３５０〜６００℃の温度域にて、３０〜２５０ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行なうことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めっき性を得ることができ、かつ、連続鋳造時のスラブ割れおよび熱延時の表面欠陥を抑制して表面性状および耐二次加工脆性に優れる高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。以下において％は質量％を意味する。
まず、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。以下において％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイト量の確保および室温で残留オーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、鋼板の強度の確保と同時に、残留オーステナイト量を確保して高延性を達成することが難しい。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。このため、Ｃ量を０．０５〜０．２５％の範囲とする。
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイト量の確保および室温で残留オーステナイトを残留させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、鋼板の強度の確保と同時に、残留オーステナイト量を確保して高延性を達成することが難しい。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。このため、Ｃ量を０．０５〜０．２５％の範囲とする。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。しかし、Ｓｉ量が０．５％を超えるとめっき性の劣化を招き、通常の溶融亜鉛めっき工程ではめっきが困難となる。したがって、Ｓｉ量を０．５％以下とする。
Ｓｉは鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。しかし、Ｓｉ量が０．５％を超えるとめっき性の劣化を招き、通常の溶融亜鉛めっき工程ではめっきが困難となる。したがって、Ｓｉ量を０．５％以下とする。
Ｍｎ：１〜３％
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの増加に必要な元素である。しかし、Ｍｎ量が１％未満ではこのような効果を得難く、一方、３％を超えると、過度の第２相分率の増加や固溶強化量の増加により強度上昇が著しくなり、延性の低下を招く。したがって、Ｍｎ量を１〜３％の範囲とする。
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの増加に必要な元素である。しかし、Ｍｎ量が１％未満ではこのような効果を得難く、一方、３％を超えると、過度の第２相分率の増加や固溶強化量の増加により強度上昇が著しくなり、延性の低下を招く。したがって、Ｍｎ量を１〜３％の範囲とする。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えると、めっき不良や不めっきの原因となるとともに、粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。したがって、Ｐ量を０．１％以下とする。耐二次加工脆性の観点より、好ましくは０．０５％以下である。
Ｐは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えると、めっき不良や不めっきの原因となるとともに、粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。したがって、Ｐ量を０．１％以下とする。耐二次加工脆性の観点より、好ましくは０．０５％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から０．０１％以下とする。
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．１〜２％
Ｓｉ＋Ａｌ≧０．６％
ＡｌはＳｉと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。このような働きはＡｌとＳｉの添加量の合計が０．６％未満では不十分で十分な延性が得られない。Ａｌが０．１％未満ではＳｉを上限まで添加してもＳｉ＋Ａｌ量が０．６％未満になる。一方、Ａｌ量が２％を超えると鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。したがって、Ａｌ量を０．１〜２％の範囲とし、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．６％とする。
Ｓｉ＋Ａｌ≧０．６％
ＡｌはＳｉと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。このような働きはＡｌとＳｉの添加量の合計が０．６％未満では不十分で十分な延性が得られない。Ａｌが０．１％未満ではＳｉを上限まで添加してもＳｉ＋Ａｌ量が０．６％未満になる。一方、Ａｌ量が２％を超えると鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。したがって、Ａｌ量を０．１〜２％の範囲とし、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．６％とする。
Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％
Ａｌの含有量が（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％を超えると熱間圧延時のヘゲの発生が生じやすくなるため、Ａｌ量は、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％をも満たすものとする。
Ａｌの含有量が（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％を超えると熱間圧延時のヘゲの発生が生じやすくなるため、Ａｌ量は、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％をも満たすものとする。
Ｎ：０．００５％未満
（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％
Ｎは本発明における重要な元素であり、Ｎ量の増加に伴うＡｌＮの析出量の増加により、耐二次加工脆性の劣化を招く。このような耐二次加工脆性の劣化を回避するために、Ｎ量を０．００５％未満と制限した上で、さらにＮとＡｌとの関係式である０．０００６Ａｌ≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％を満足するようにする。また、Ｎ量が０．００５％以上になると、過剰のＡｌＮの析出により、スラブ割れが生じる。したがって、Ｎ量は０．００５％未満とする。
（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％
Ｎは本発明における重要な元素であり、Ｎ量の増加に伴うＡｌＮの析出量の増加により、耐二次加工脆性の劣化を招く。このような耐二次加工脆性の劣化を回避するために、Ｎ量を０．００５％未満と制限した上で、さらにＮとＡｌとの関係式である０．０００６Ａｌ≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％を満足するようにする。また、Ｎ量が０．００５％以上になると、過剰のＡｌＮの析出により、スラブ割れが生じる。したがって、Ｎ量は０．００５％未満とする。
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ：それぞれ１％以下
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。しかしながら、それぞれ１％を超えると、過度の強度上昇による延性の低下およびめっき性の劣化が懸念される。したがって、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏを添加する場合には、これらの量をそれぞれ１％以下とする。
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。しかしながら、それぞれ１％を超えると、過度の強度上昇による延性の低下およびめっき性の劣化が懸念される。したがって、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏを添加する場合には、これらの量をそれぞれ１％以下とする。
Ｔｉ、Ｎｂ：それぞれ０．１％以下
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効であるため必要に応じて添加することができる。しかし、０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その量をそれぞれ０．１％以下とする。
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効であるため必要に応じて添加することができる。しかし、０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その量をそれぞれ０．１％以下とする。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは鋼の強化に有効に働くので必要に応じて添加することができる。しかし、０．００５％を超えると過度に強度が上昇し、加工性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合には、その量を０．００５％以下とする。
Ｂは鋼の強化に有効に働くので必要に応じて添加することができる。しかし、０．００５％を超えると過度に強度が上昇し、加工性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合には、その量を０．００５％以下とする。
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを残留させるとともに強度上昇にも効果があるので必要に応じて添加することができる。ただし、１％を超えると鋼板の延性を低下させる。したがって、Ｎｉを添加する場合には、その量を１％以下とする。
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを残留させるとともに強度上昇にも効果があるので必要に応じて添加することができる。ただし、１％を超えると鋼板の延性を低下させる。したがって、Ｎｉを添加する場合には、その量を１％以下とする。
ＣａおよびＲＥＭ：１種または２種を合計で０．０１％以下
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物形介在物の形態を制御する作用を有し、これらにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有するので必要に応じて添加することができる。このような効果は、これらの合計で０．０１％を超えると飽和する。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、これらの１種または２種を合計で０．０１％以下とする。
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物形介在物の形態を制御する作用を有し、これらにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有するので必要に応じて添加することができる。このような効果は、これらの合計で０．０１％を超えると飽和する。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、これらの１種または２種を合計で０．０１％以下とする。
なお、以上の元素および残部のＦｅの他、製造過程で各種不純物元素および製造過程で必須な微量添加元素等が不可避的に混入するが、このような不可避的な不純物は本発明の効果に特に影響を及ぼすものではなく、許容される。
なお、耐二次加工脆性の観点から、さらに、（−１０Ｃ＋５Ｓｉ−Ｍｎ＋６Ａｌ）％≧−０．５の関係式を満足することが好ましい。その理由の詳細は必ずしも明らかではないが、Ａｃ３点の低下による高温時のオーステナイト粒粗大化を抑制するため、Ｃ、Ｍｎ添加によるＡｃ３点の低下とＳｉ、Ａｌ添加によるＡｃ３点の上昇のバランスを上記範囲とすることで、耐二次加工脆性が向上すると考えられる。
次に、鋼板の金属組織について説明する。
残留オーステナイト相：体積率で３〜２０％
本発明において、残留オーステナイト相の歪誘起変態するという性質を有効に活用することで、最終製品である合金化溶融亜鉛めっき鋼板において高延性を得ることができる。したがって、残留オーステナイトの体積率の制御は極めて重要である。高延性を確保する観点から、残留オーステナイト相は少なくとも３％以上とすることが好ましい。一方、残留オーステナイト相が２０％を超える場合は、成形後に多量のマルテンサイトが生成し、脆性が大きくなり、脆性を許容範囲内に抑制する必要が生じる場合があるため、残留オーステナイト相は２０％以下とすることが好ましい。本発明の鋼板の金属組織は、主相であるフェライト相と残留オーステナイト相を含む第２相からなるが、フェライト相の体積率は、高延性を確保する観点から、４０〜９０％が好ましい。また、残留オーステナイト相以外の第２相として、ベイナイト相、マルテンサイト相、パーライト相の体積率が合計で７〜５０％であることが好ましい。なお、粗大なフェライト粒は、耐二次加工脆性の劣化を招くため、平均フェライト粒径は１５μｍ以下が好ましい。
残留オーステナイト相：体積率で３〜２０％
本発明において、残留オーステナイト相の歪誘起変態するという性質を有効に活用することで、最終製品である合金化溶融亜鉛めっき鋼板において高延性を得ることができる。したがって、残留オーステナイトの体積率の制御は極めて重要である。高延性を確保する観点から、残留オーステナイト相は少なくとも３％以上とすることが好ましい。一方、残留オーステナイト相が２０％を超える場合は、成形後に多量のマルテンサイトが生成し、脆性が大きくなり、脆性を許容範囲内に抑制する必要が生じる場合があるため、残留オーステナイト相は２０％以下とすることが好ましい。本発明の鋼板の金属組織は、主相であるフェライト相と残留オーステナイト相を含む第２相からなるが、フェライト相の体積率は、高延性を確保する観点から、４０〜９０％が好ましい。また、残留オーステナイト相以外の第２相として、ベイナイト相、マルテンサイト相、パーライト相の体積率が合計で７〜５０％であることが好ましい。なお、粗大なフェライト粒は、耐二次加工脆性の劣化を招くため、平均フェライト粒径は１５μｍ以下が好ましい。
次に本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。
本発明においては、上記成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により鋳片とし、熱間圧延し、冷間圧延を行なうが、これらの条件は特に限定されない。その後、連続溶融めっきラインで、７３０〜９００℃の温度域で６０〜３００ｓ保持して焼鈍し、３〜１００℃／ｓで冷却して、３５０〜６００℃の温度域で３０〜２５０ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行なう。
本発明においては、上記成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により鋳片とし、熱間圧延し、冷間圧延を行なうが、これらの条件は特に限定されない。その後、連続溶融めっきラインで、７３０〜９００℃の温度域で６０〜３００ｓ保持して焼鈍し、３〜１００℃／ｓで冷却して、３５０〜６００℃の温度域で３０〜２５０ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行なう。
焼鈍温度：７３０〜９００℃
保持時間：６０〜３００ｓ
オーステナイト単相またはオーステナイト相とフェライト相の２相域で焼鈍を行なうが、焼鈍温度が７３０℃未満、または保持時間が６０ｓ未満の場合は、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず、目標とする特性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる第２相からのフェライトの核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。さらに、保持時間が３００ｓを超える場合には、ＡｌＮの粗大化により、耐二次加工脆性の劣化を招く。したがって、焼鈍温度は７３０〜９００℃で保持時間を６０〜３００ｓとする。
保持時間：６０〜３００ｓ
オーステナイト単相またはオーステナイト相とフェライト相の２相域で焼鈍を行なうが、焼鈍温度が７３０℃未満、または保持時間が６０ｓ未満の場合は、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず、目標とする特性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる第２相からのフェライトの核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。さらに、保持時間が３００ｓを超える場合には、ＡｌＮの粗大化により、耐二次加工脆性の劣化を招く。したがって、焼鈍温度は７３０〜９００℃で保持時間を６０〜３００ｓとする。
冷却速度：３〜１００℃／ｓ
冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、パーライトが多量に析出し、未変態オーステナイト中の固溶Ｃ量が大幅に低下し、目標とする組織が得られない場合がある。また、冷却速度が１００℃／ｓを超える場合には、フェライトの成長が抑えられ、フェライトの体積率が著しく減少するため、十分な延性を確保できなくなる場合がある。したがって、冷却速度は３〜１００℃／ｓとする。なお、冷却中に冷却速度が変化する場合も、本発明の範囲内に含まれるが、平均冷却速度が著しく遅い場合は生産性が低下する場合がある。このため、好ましくは平均冷却速度１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ超えである。
冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、パーライトが多量に析出し、未変態オーステナイト中の固溶Ｃ量が大幅に低下し、目標とする組織が得られない場合がある。また、冷却速度が１００℃／ｓを超える場合には、フェライトの成長が抑えられ、フェライトの体積率が著しく減少するため、十分な延性を確保できなくなる場合がある。したがって、冷却速度は３〜１００℃／ｓとする。なお、冷却中に冷却速度が変化する場合も、本発明の範囲内に含まれるが、平均冷却速度が著しく遅い場合は生産性が低下する場合がある。このため、好ましくは平均冷却速度１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ超えである。
保持温度域：３５０〜６００℃
保持温度が６００℃を超える場合には、未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、逆に、３５０℃未満の温度域では、下部ベイナイト変態によりベイニティックフェライト中に炭化物が析出して、安定した残留オーステナイトが十分に得られない。したがって、保持温度は３５０〜６００℃とする。安定して残留オーステナイトを生成させるためには、５００℃以下が好ましい。
保持温度が６００℃を超える場合には、未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、逆に、３５０℃未満の温度域では、下部ベイナイト変態によりベイニティックフェライト中に炭化物が析出して、安定した残留オーステナイトが十分に得られない。したがって、保持温度は３５０〜６００℃とする。安定して残留オーステナイトを生成させるためには、５００℃以下が好ましい。
保持時間：３０〜２５０ｓ
保持時間は、残留オーステナイトの制御に関して、極めて重要な役割を果たす。つまり、保持時間が３０ｓ未満の場合には、未変態オーステナイトの安定化が進まず、残留オーステナイト量を確保することができないため、所望の特性が得られない。一方、保持時間が２５０ｓを超える場合、長時間オーステンパ処理ができないＣＧＬラインにおいては、通板速度を極度に低下させる必要があり、生産性が低下してしまう。したがって、保持時間を３０〜２５０ｓとする。残留オーステナイトを安定して確保するためには、７０ｓ以上が好ましく、また、量産性の観点からは、２００ｓ以下が好ましい。
保持時間は、残留オーステナイトの制御に関して、極めて重要な役割を果たす。つまり、保持時間が３０ｓ未満の場合には、未変態オーステナイトの安定化が進まず、残留オーステナイト量を確保することができないため、所望の特性が得られない。一方、保持時間が２５０ｓを超える場合、長時間オーステンパ処理ができないＣＧＬラインにおいては、通板速度を極度に低下させる必要があり、生産性が低下してしまう。したがって、保持時間を３０〜２５０ｓとする。残留オーステナイトを安定して確保するためには、７０ｓ以上が好ましく、また、量産性の観点からは、２００ｓ以下が好ましい。
合金化処理温度：４７０〜６００℃
溶融亜鉛めっきを施した後の合金化処理温度は、めっき浴温度以上である４７０℃を下限とする。また、合金化温度が６００℃超えであれば、上述した保持温度が６００℃を超える場合と同様に、未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、安定した残留オーステナイトを得ることができなくなる。このため、合金化処理温度は４７０〜６００℃とする。
溶融亜鉛めっきを施した後の合金化処理温度は、めっき浴温度以上である４７０℃を下限とする。また、合金化温度が６００℃超えであれば、上述した保持温度が６００℃を超える場合と同様に、未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、安定した残留オーステナイトを得ることができなくなる。このため、合金化処理温度は４７０〜６００℃とする。
なお、本発明の製造方法において規定した、焼鈍温度、保持温度、合金化処理温度は、上記の範囲内であれば一定である必要はない。また、めっき条件については、通常操業範囲内であればよく、目付量が２０〜７０ｇ／ｍ２、めっき層中のＦｅ量が６〜１５％程度とすればよい。
実施例１
以下、本発明に係るめっき鋼板の耐二次加工脆性を主に検討した実施例について説明する。
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。得られたスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度９００℃で熱間圧延を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板とした。このようにして製造された熱延鋼板でのヘゲの発生について目視で判定を行なった。ヘゲの有無も表１に併せて示す。また、めっき鋼板の表面性状はヘゲだけでなく、スラブ割れ、めっき不良によっても著しく阻害されるため、めっき鋼板の表面性状の優劣も併せて表１に示す。
以下、本発明に係るめっき鋼板の耐二次加工脆性を主に検討した実施例について説明する。
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。得られたスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度９００℃で熱間圧延を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板とした。このようにして製造された熱延鋼板でのヘゲの発生について目視で判定を行なった。ヘゲの有無も表１に併せて示す。また、めっき鋼板の表面性状はヘゲだけでなく、スラブ割れ、めっき不良によっても著しく阻害されるため、めっき鋼板の表面性状の優劣も併せて表１に示す。
熱間圧延後、酸洗し、さらに冷間圧延を行なって板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで８２０℃の焼鈍を施した後、１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、４６０℃の亜鉛めっき浴で目付量５０／５０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっきを施した後、５２０℃での合金化処理を行なった。
得られた鋼板について、０．５％の調質圧延を施し、機械的特性を調査した。機械的特性としては、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、引張強さＴＳ、伸びＥＬを測定した。これらの測定値と、ＴＳ×ＥＬの値を表２に示す。
また、耐二次加工脆性は、以下の方法で評価した。
それぞれ得られた鋼板から、直径９５ｍｍの円筒板を採取し、絞り比１．９の深絞り成形を施して、直径５０ｍｍの円筒状カップを成形した。これら円筒状カップの耳部を除去し、高さ３０ｍｍの試料を作成した。先端６０°の円錐台状の金型に上記作成した試料を底面を上にしてかぶせ、試験機全体を所定の温度に冷却し、一定時間保持した後、試料上方より荷重を加えて、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度（縦割れ遷移温度）を求めた。この臨界温度の高低を耐二次加工脆性の指標として、鋼１−Ａ〜１−Ｚより得られた鋼板を評価した。これらの結果も併せて表２に示す。
それぞれ得られた鋼板から、直径９５ｍｍの円筒板を採取し、絞り比１．９の深絞り成形を施して、直径５０ｍｍの円筒状カップを成形した。これら円筒状カップの耳部を除去し、高さ３０ｍｍの試料を作成した。先端６０°の円錐台状の金型に上記作成した試料を底面を上にしてかぶせ、試験機全体を所定の温度に冷却し、一定時間保持した後、試料上方より荷重を加えて、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度（縦割れ遷移温度）を求めた。この臨界温度の高低を耐二次加工脆性の指標として、鋼１−Ａ〜１−Ｚより得られた鋼板を評価した。これらの結果も併せて表２に示す。
本発明の組成を満たす鋼１−Ａ〜１−Ｎより得られた鋼板は、めっき鋼板の表面性状、および耐二次加工脆性のいずれにおいても良好であった。これに対し、鋼１−Ｏ〜１−Ｖ，１−Ｙ，１−Ｚより得られた鋼板は、めっき鋼板の表面性状と耐二次加工脆性のいずれか、もしくは両方で劣っていた。そして、Ｃ量の低い鋼１−ＷやＡｌ＋Ｓｉ量の少ない鋼１−Ｘより得られた鋼板は、伸びが不十分であった。以上から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼より得られた鋼板は、高延性を有し、かつめっき鋼板の表面性状が良好で、さらに、耐二次加工脆性に優れ、目標とした特性が得られていることが分かった。
実施例２
以下、本発明に係るめっき鋼板の耐二次加工脆性および延性を主に検討した実施例について説明する。
表３に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。得られたスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度９００℃で熱間圧延を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板とした。このようにして製造された熱延鋼板でのヘゲの発生について目視で判定を行なった。ヘゲの有無も表３に併せて示す。また、めっき鋼板の表面性状はヘゲだけでなく、スラブ割れ、めっき不良によっても著しく阻害されるため、めっき鋼板の表面性状の優劣も併せて表３に示す。
以下、本発明に係るめっき鋼板の耐二次加工脆性および延性を主に検討した実施例について説明する。
表３に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。得られたスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度９００℃で熱間圧延を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板とした。このようにして製造された熱延鋼板でのヘゲの発生について目視で判定を行なった。ヘゲの有無も表３に併せて示す。また、めっき鋼板の表面性状はヘゲだけでなく、スラブ割れ、めっき不良によっても著しく阻害されるため、めっき鋼板の表面性状の優劣も併せて表３に示す。
熱間圧延後、酸洗し、さらに冷間圧延を行なって板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで表４に示す条件で熱処理後、５０／５０ｇ／ｍ２のめっきを施した後、合金化処理を行なった。
得られた鋼板について、０．５％の調質圧延を施し機械的特性を調査した。機械的特性としては、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、引張強さＴＳ、伸びＥＬを測定した。これらの測定値と、ＴＳ×ＥＬの値を表４に示す。
また、耐二次加工脆性は、以下の方法で評価した。
それぞれ得られた鋼板から、直径９５ｍｍの円筒板を採取し、絞り比１．９の深絞り成形を施して、直径５０ｍｍの円筒状カップを成形した。これら円筒状カップの耳部を除去し、高さ３０ｍｍの試料を作成した。先端６０°の円錐台状の金型に上記作成した試料を底面を上にしてかぶせ、試験機全体を所定の温度に冷却し、一定時間保持した後、試料上方より荷重を加えて、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度（縦割れ遷移温度）を求めた。この臨界温度の高低を耐二次加工脆性の指標として、Ｎｏ．２−１〜２−３８を評価した。これらの結果も併せて表４に示す。
それぞれ得られた鋼板から、直径９５ｍｍの円筒板を採取し、絞り比１．９の深絞り成形を施して、直径５０ｍｍの円筒状カップを成形した。これら円筒状カップの耳部を除去し、高さ３０ｍｍの試料を作成した。先端６０°の円錐台状の金型に上記作成した試料を底面を上にしてかぶせ、試験機全体を所定の温度に冷却し、一定時間保持した後、試料上方より荷重を加えて、円筒状カップの側壁部分に脆性割れが発生する臨界温度（縦割れ遷移温度）を求めた。この臨界温度の高低を耐二次加工脆性の指標として、Ｎｏ．２−１〜２−３８を評価した。これらの結果も併せて表４に示す。
表３に示すように、Ｎ量が０．００５％未満、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％、またはＳｉが０．５％以下のいずれかを満足しない鋼２−Ｓ，２−Ｕ〜２−Ｗ，２−Ｙはめっき鋼板の表面性状が劣っていた。また、表４より、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％を満足しない鋼２−Ｑ〜２−Ｕは耐二次加工脆性に劣っていた。さらに、残留γ量の低い鋼板Ｎｏ．２−５，２−８，２−１２，２−１４，２−２０，２−２５，２−２８，２−３７〜２−３９は、伸びが不十分でありＴＳ×ＥＬの値が低いことが分かった。
以上から明らかなように、本発明で規定する要件を満足する鋼板は、高延性を有し、かつ、めっき鋼板の表面性状が良好で、さらに耐二次加工脆性に優れ、目標とした特性が得られていることが分かった。
実施例３
以下、本発明に係るめっき鋼板の表面性状を主に検討した実施例について説明する。
以下、本発明の実施例について説明する。
表５に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。そのときのスラブの割れの発生の有無を表５に併せて示す。割れの発生はスラブを室温まで冷却した後に目視での判定に加えてカラーチェックでの判定も行った。
以下、本発明に係るめっき鋼板の表面性状を主に検討した実施例について説明する。
以下、本発明の実施例について説明する。
表５に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。そのときのスラブの割れの発生の有無を表５に併せて示す。割れの発生はスラブを室温まで冷却した後に目視での判定に加えてカラーチェックでの判定も行った。
得られたスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度９００℃で熱間圧延を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板とした。このようにして製造された熱延鋼板でのヘゲの発生について目視で判定を行った。ヘゲの有無も表５に併せて示す。
熱間圧延後、酸洗し、さらに冷間圧延を行って板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで表６に示す条件で熱処理後、５０／５０ｇ／ｍ２のめっきを施し、めっき層中のＦｅ量を９％となるように合金化処理を施した。
得られた鋼板について、０．５％の調質圧延を施し、機械的特性を調査した。機械的特性としては、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、引張強さＴＳ、伸びＥＬを測定した。これらの測定値と、ＴＳ×ＥＬの値を併せて表２に示す。
表６に示すように、本発明の組成および製造条件を満たす本発明鋼板であるＮｏ．３−５，３−８，３−１１，３−１２，３−１５〜３−１８，３−２０は、いずれもスラブ割れも熱延板のヘゲも発生しておらず、強度も伸びも十分であった。これに対してＮ量、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％または製造条件のいずれかを満たしていない比較鋼板であるＮｏ．３−１〜３−４，３−６，３−７，３−９，３−１０，３−１３，３−１４，３−１９，３−２１〜３−３０は、スラブ割れ、熱延板のヘゲ、めっき不良に起因した表面性状の劣化および耐二次加工脆性の少なくとも一方に問題が発生した。またＭｎ量が多いＮｏ．３−３１は、表６に示すように、強度の上昇が著しく、伸びが不十分であった。さらに、Ａｌ＋Ｓｉ量の少ないＮｏ．３−３２は、表６に示すように、強度の割には伸びが低く、ＴＳ×ＥＬの値が低かった。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１〜２％、Ｎ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、（０．０００６Ａｌ）％≦Ｎ≦０．００５８％−（０．００２６×Ａｌ）％、Ａｌ≦（１．２５×Ｃ０．５−０．５７Ｓｉ＋０．６２５Ｍｎ）％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下から選ばれる１種または２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１％以下から選ばれる１種または２種以上の元素をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、ＣａおよびＲＥＭの１種または２種を合計で０．０１％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記鋼板の金属組織が、体積率で３〜２０％の残留オーステナイト相を含むことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の組成を有する鋼を、溶製して鋳造し、熱間圧延、冷間圧延を施した後、７３０〜９００℃の温度域に６０〜３００ｓ保持した後、３〜１００℃／ｓにて冷却を行い、３５０〜６００℃の温度域にて、３０〜２５０ｓ保持し、溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃にて合金化を行なうことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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