JP2008056997A - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強度が440MPa以上の高強度を有しながら、伸び特性および化成処理性が共に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法を提案する。
【解決手段】C:0.15〜0.20mass%、Si:0.10mass%以下、Mn:0.60〜0.80mass%、P:0.040mass%以下、S:0.030mass%以下、Al:0.01〜0.07mass%、N:0.0150mass%以下を含有する鋼スラブを、仕上圧延を880〜960℃の温度で終了する熱間圧延を行って、540〜660℃の温度で巻き取り、次いで、冷間圧延して板厚0.8mm以上の冷延板とし、その後、好ましくは3〜8vol%H2+残部N2ガス、露点−40℃以下の雰囲気下で、720〜820℃の温度で連続焼鈍することにより高強度冷延鋼板を得る。
【選択図】なし
【解決手段】C:0.15〜0.20mass%、Si:0.10mass%以下、Mn:0.60〜0.80mass%、P:0.040mass%以下、S:0.030mass%以下、Al:0.01〜0.07mass%、N:0.0150mass%以下を含有する鋼スラブを、仕上圧延を880〜960℃の温度で終了する熱間圧延を行って、540〜660℃の温度で巻き取り、次いで、冷間圧延して板厚0.8mm以上の冷延板とし、その後、好ましくは3〜8vol%H2+残部N2ガス、露点−40℃以下の雰囲気下で、720〜820℃の温度で連続焼鈍することにより高強度冷延鋼板を得る。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車車体に用いられる高強度冷延鋼板に関し、特に、加工性のみならず化成処理性にも優れる高強度冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
自動車車体に用いられる冷延鋼板には、一般に、伸び特性等の加工性に優れることが要求される。一方、近年になって、自動車車体には、燃費向上の観点から軽量化が、また、安全性確保の観点から高強度化が要求されており、それに伴って、自動車車体に用いられる板厚が0.8mm以上程度の冷延鋼板は、440MPaクラス以上の高強度冷延鋼板への切替えが進められている。
高強度冷延鋼板には、プレス成形の際に、優れた加工性を示すことが要求されていることは言うまでもなく、用途によっては、形状凍結性を確保する観点等から、低降伏比であることも求められる。
斯かる高強度冷延鋼板は、Si,Mn,P等の強化元素を含有させた低炭素Alキルド鋼を、通常の熱間圧延を施した後に冷間圧延し、引き続き再結晶焼鈍を施すことにより製造するのが一般的である。しかし、引張強度(TS)が440MPaクラス以上の高強度を得るためには、上記強化成分を多量に含有させなければならず、そのため、延性の低下を招いていた。
さらに、自動車車体に用いられる鋼板には、車体の耐久性を確保する観点から、塗装後の耐食性にも優れることが強く求められており、そのためには、焼付塗装の下地処理としての化成処理性に優れることが必要である。しかしながら、上記Si,Mn,P等の強化元素を含有させると、焼鈍時等において、これらの成分が鋼板表面に濃化して、化成処理性の劣化を引き起こすという問題がある。
そこで、高強度でも加工性や化成処理性に優れる高強度冷延鋼板が提案されている。
例えば、特許文献1には、C:0.03〜1mass%、Mn:0.2〜3mass%、Si:0.1〜1mass%、Si/Mn≦0.4の成分組成を満たす熱延鋼板の酸洗条件および連続焼鈍時の露点を制御し、鋼板の表面に、Si/Mn≧0.5のMn−Si複合酸化物を10個/100μm2以上存在させると共に、Siを主体とする酸化物の被覆率を10%以下とすることにより化成処理性を高めた、塗膜密着性と加工性に優れる、引張強度が390MPa以上の高強度冷延鋼板が開示されている。さらに、特許文献1には、C:0.03〜1mass%、Mn:0.2〜3mass%、Si:0.1〜1mass%の成分組成を満たす熱延鋼板の巻取り温度を500℃以下とすると共に、熱間圧延後の酸洗条件、連続焼鈍時の露点、焼入れ開始温度を制御することにより、鋼板表面に、幅3μm以下、深さ5μm以上のクラックが存在しない高強度冷延鋼板についても開示されている。
特開2005−290440号公報
例えば、特許文献1には、C:0.03〜1mass%、Mn:0.2〜3mass%、Si:0.1〜1mass%、Si/Mn≦0.4の成分組成を満たす熱延鋼板の酸洗条件および連続焼鈍時の露点を制御し、鋼板の表面に、Si/Mn≧0.5のMn−Si複合酸化物を10個/100μm2以上存在させると共に、Siを主体とする酸化物の被覆率を10%以下とすることにより化成処理性を高めた、塗膜密着性と加工性に優れる、引張強度が390MPa以上の高強度冷延鋼板が開示されている。さらに、特許文献1には、C:0.03〜1mass%、Mn:0.2〜3mass%、Si:0.1〜1mass%の成分組成を満たす熱延鋼板の巻取り温度を500℃以下とすると共に、熱間圧延後の酸洗条件、連続焼鈍時の露点、焼入れ開始温度を制御することにより、鋼板表面に、幅3μm以下、深さ5μm以上のクラックが存在しない高強度冷延鋼板についても開示されている。
しかしながら、特許文献1の技術は、Si,Mnを多量に添加することを許容しているため、所望の鋼板表面を得るためには、酸洗条件および連続焼鈍条件等を厳密に制御する必要があり、製造条件によっては、化成処理性が必ずしも十分ではない。また、鋼中のSi,Mnは、鋼板表面に濃化し易く、これらの酸化物が連続焼鈍炉内のロール表面に付着堆積し、通板する鋼板表面に凹状の押し疵を発生させる、いわゆるピックアップという不具合を引きこし易いという問題もある。
そこで、本発明の目的は、板厚が0.8mm以上であって、引張強度が440MPa以上の高強度を有しながら、伸び特性および化成処理性が共に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法を提案することにある。
発明者らは、高強度化のために多量のSi,Mnを添加することなく、加工性(伸び特性)と化成処理性が共に優れる引張強度が440MPaクラスの高強度冷延鋼板を開発するべく鋭意検討を重ねた。その結果、従来の考え方とは発想と逆転し、素材成分として、Cの含有量を、加工性や溶接性を損ねない範囲の上限まで高めて、Mn等の他成分の含有量を適正範囲に規制すると共に、熱延、冷延および連続焼鈍条件を適正範囲に制御すれば、特別な強化元素を添加せずとも、加工性、形状凍結性および化成処理性のいずれにも優れる引張強度が440MPaクラスの高強度冷延鋼板を得ることができることを見出し、本発明を開発した。
すなわち、本発明は、C:0.15〜0.20mass%、Si:0.10mass%以下、Mn:0.60〜0.80mass%、P:0.040mass%以下、S:0.030mass%以下、Al:0.01〜0.07mass%、N:0.0150mass%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、板厚が0.8mm以上、引張強さが440MPa以上、伸びが30%以上、降伏比が70%未満であることを特徴とする高強度冷延鋼板である。
また、本発明は、C:0.15〜0.20mass%、Si:0.10mass%以下、Mn:0.60〜0.80mass%、P:0.040mass%以下、S:0.030mass%以下、Al:0.01〜0.07mass%、N:0.0150mass%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上圧延を880〜960℃の温度で終了する熱間圧延を行って、540〜660℃の温度で巻き取り、次いで、冷間圧延して板厚0.8mm以上の冷延板とし、その後、720〜820℃の温度で連続焼鈍することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。
本発明における上記連続焼鈍は、3〜8vol%H2+残部N2ガス、露点−40℃以下の雰囲気下で行うことが好ましい。
本発明によれば、特別な成分を多量に添加することなく、板厚が0.8mm以上で、引張強度が440MPaクラスの高強度を有すると共に、加工性と化成処理性が共に優れる高強度冷延鋼板を安価に提供することができる。したがって、本発明の高強度冷延鋼板は、自動車車体の素材として好適に用いることができる。
本発明の高強度冷延鋼板の成分組成を上記範囲に限定する理由について説明する。
C:0.15〜0.20mass%
Cは、鋼板の強度に最も大きく影響する元素であり、所望の引張強さ(≧440MPa)を得るためには、0.15mass%以上添加する必要がある。しかし、0.20mass%を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性が低下すると共に、溶接性も低下するようになるので、上限は0.20mass%とする。なお、加工性と強度のバランスの観点からは、0.16〜0.19mass%の範囲であることが好ましい。
C:0.15〜0.20mass%
Cは、鋼板の強度に最も大きく影響する元素であり、所望の引張強さ(≧440MPa)を得るためには、0.15mass%以上添加する必要がある。しかし、0.20mass%を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性が低下すると共に、溶接性も低下するようになるので、上限は0.20mass%とする。なお、加工性と強度のバランスの観点からは、0.16〜0.19mass%の範囲であることが好ましい。
Si:0.10mass%以下
Siは、脱酸元素であると共に、鋼を強化する元素である。しかし、鋼板の表面に濃化し、化成処理性を劣化させる成分でもあるので、本発明では0.10mass%以下とする。好ましくは、0.05mass%未満である。
Siは、脱酸元素であると共に、鋼を強化する元素である。しかし、鋼板の表面に濃化し、化成処理性を劣化させる成分でもあるので、本発明では0.10mass%以下とする。好ましくは、0.05mass%未満である。
Mn:0.60〜0.80mass%
Mnは、Sによる熱間脆性を防止する効果がある他、鋼を高強度化する元素であるので、0.60mass%以上添加する。しかし、過剰の添加は、延性および化成処理性に悪影響を与えるので、上限は、0.80mass%とする。好ましくは、0.65〜0.75mass%の範囲である。
Mnは、Sによる熱間脆性を防止する効果がある他、鋼を高強度化する元素であるので、0.60mass%以上添加する。しかし、過剰の添加は、延性および化成処理性に悪影響を与えるので、上限は、0.80mass%とする。好ましくは、0.65〜0.75mass%の範囲である。
P:0.040mass%以下
Pは、鋼中に不可避的に混入する不純物であり、鋼板組織の微細化し、高強度化に有効な元素でもある。しかし、加工性や溶接性の点からは、低いほど好ましく、本発明では0.040mass%以下とする。好ましくは、0.025mass%以下である。
Pは、鋼中に不可避的に混入する不純物であり、鋼板組織の微細化し、高強度化に有効な元素でもある。しかし、加工性や溶接性の点からは、低いほど好ましく、本発明では0.040mass%以下とする。好ましくは、0.025mass%以下である。
S:0.030mass%以下
Sは、鋼中に不可避的に混入する不純物であり、熱間脆性を引き起こしたり、耐食性を劣化させたりする成分である。また、少なければ少ない程、加工性が向上するので、極力、低減することが好ましい。しかし、含有量が0.030mass%以下であれば、加工性にさほど影響を及ぼさないので、0.030mass%以下とする。好ましくは、0.015mass%以下である。
Sは、鋼中に不可避的に混入する不純物であり、熱間脆性を引き起こしたり、耐食性を劣化させたりする成分である。また、少なければ少ない程、加工性が向上するので、極力、低減することが好ましい。しかし、含有量が0.030mass%以下であれば、加工性にさほど影響を及ぼさないので、0.030mass%以下とする。好ましくは、0.015mass%以下である。
Al:0.01〜0.07mass%
Alは、強力な脱酸剤として、また、NをAlNとして固定するために添加する、これらの効果を得るためには、0.01mass%以上の添加が必要である。しかし、0.07mass%を超えて添加すると、脱酸生成物により表面性状が劣化するので、Alの含有量は0.01〜0.07mass%の範囲とする。好ましくは、0.015〜0.065mass%である。
Alは、強力な脱酸剤として、また、NをAlNとして固定するために添加する、これらの効果を得るためには、0.01mass%以上の添加が必要である。しかし、0.07mass%を超えて添加すると、脱酸生成物により表面性状が劣化するので、Alの含有量は0.01〜0.07mass%の範囲とする。好ましくは、0.015〜0.065mass%である。
N:0.0150mass%以下
Nは、少なければ少ない程、深絞り性および時効性が向上するので、極力、低減することが好ましい。しかし、含有量が0.0150mass%以下であれば、さほど悪影響を及ぼさないので、0.0150mass%以下とする。好ましくは、0.0100mass%以下、さらに好ましくは、0.0060mass%以下である。
Nは、少なければ少ない程、深絞り性および時効性が向上するので、極力、低減することが好ましい。しかし、含有量が0.0150mass%以下であれば、さほど悪影響を及ぼさないので、0.0150mass%以下とする。好ましくは、0.0100mass%以下、さらに好ましくは、0.0060mass%以下である。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記必須成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、要求される特性に応じて、Cu:0.01〜0.10mass%、Ni:0.01〜0.10mass%、Cr:0.01〜0.10mass%の範囲で添加しても、本発明の効果に悪影響を及ぼすものではない。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉等の公知の方法で溶製後、好ましくは連続鋳造法で鋼スラブとした後、熱間圧延に供する。熱間圧延するに当たり、上記鋼スラブの加熱には、連続鋳造後、Ar3変態点以下に降温することなくただちに熱間圧延する直接圧延法や、連続鋳造後、降温途中で加熱炉に装入して保温あるいは軽度の再加熱を行ってから熱間圧延する温片装入法、あるいは鋼スラブをいったん室温付近まで冷却してから加熱炉で再加熱する冷片装入法のいずれの方法を適用してもよい。なお、再加熱する場合の加熱温度は、後述する熱延温度が確保される限り、特に制限されない。
本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉等の公知の方法で溶製後、好ましくは連続鋳造法で鋼スラブとした後、熱間圧延に供する。熱間圧延するに当たり、上記鋼スラブの加熱には、連続鋳造後、Ar3変態点以下に降温することなくただちに熱間圧延する直接圧延法や、連続鋳造後、降温途中で加熱炉に装入して保温あるいは軽度の再加熱を行ってから熱間圧延する温片装入法、あるいは鋼スラブをいったん室温付近まで冷却してから加熱炉で再加熱する冷片装入法のいずれの方法を適用してもよい。なお、再加熱する場合の加熱温度は、後述する熱延温度が確保される限り、特に制限されない。
仕上圧延終了温度FDT:880〜960℃
上記連続鋳造ままあるいは加熱炉で所定の温度に再加熱された鋼スラブは、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延により熱延鋼板とされる。この際、熱間仕上圧延の終了温度(FDT)は、880℃以上とする必要がある。FDTが880℃未満となると、結晶粒が粗大化して所望の強度が確保できなくなったり、加工性に好ましくない集合組織が形成されたりするからである。一方、FDTの上限温度は、スケール疵の発生を防止の観点から、960℃以下とする。好ましくは、890〜950℃、より好ましくは、900〜940℃の範囲である。
上記連続鋳造ままあるいは加熱炉で所定の温度に再加熱された鋼スラブは、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延により熱延鋼板とされる。この際、熱間仕上圧延の終了温度(FDT)は、880℃以上とする必要がある。FDTが880℃未満となると、結晶粒が粗大化して所望の強度が確保できなくなったり、加工性に好ましくない集合組織が形成されたりするからである。一方、FDTの上限温度は、スケール疵の発生を防止の観点から、960℃以下とする。好ましくは、890〜950℃、より好ましくは、900〜940℃の範囲である。
巻取温度:540〜660℃
熱間圧延後の熱延鋼板は、冷却し、巻き取ってコイルとする。この際の巻取温度(CT)は、冷延焼鈍後の材質、特に、延性を確保する観点から、540℃以上とする必要がある。また、CTを540℃以上とすることにより、冷間圧延時の圧延負荷の増大を抑制することができる。一方、巻取温度が高過ぎると、コイル長手方向(圧延方向)の材質変動を生じたり、脱スケール性を阻害したりするようになるので、660℃以下とする。
熱間圧延後の熱延鋼板は、冷却し、巻き取ってコイルとする。この際の巻取温度(CT)は、冷延焼鈍後の材質、特に、延性を確保する観点から、540℃以上とする必要がある。また、CTを540℃以上とすることにより、冷間圧延時の圧延負荷の増大を抑制することができる。一方、巻取温度が高過ぎると、コイル長手方向(圧延方向)の材質変動を生じたり、脱スケール性を阻害したりするようになるので、660℃以下とする。
なお、熱間圧延後の鋼板は、酸洗して脱スケールし、冷間圧延して所定の製品板厚とするが、形状改善、脱スケール性の改善を目的として、それらの工程の前に、形状矯正ラインあるいは調質圧延機を通してもよい。なお、冷間圧延条件については、特に規定する必要はないが、加工性向上の観点からは、圧下率を60%以上とするのが好ましい。
焼鈍温度:720〜820℃
冷間圧延した鋼板の焼鈍方法には、冷間圧延後、コイル状に巻き取った鋼板を、巻き戻しながら連続的に加熱、冷却する連続焼鈍方法と、コイル状に巻き取った鋼板を、コイル状態のまま加熱炉で焼鈍を行うバッチ焼鈍(箱焼鈍)方法とがあるが、バッチ焼鈍方法は、焼鈍時間が数十時間と長く、鋼板中のMnやSi等の強化元素が鋼板表面に濃化するため、化成処理性が劣化しやすい。従って、本発明では、連続焼鈍法で焼鈍することとする。連続焼鈍温度が720℃未満では、再結晶が不十分となるため、優れた加工性(延性)を得ることができない。一方、焼鈍温度が820℃を超えると、結晶粒が粗大化して鋼板組織が不均一となり、強度の低下や、機械的特性のバラツキを引き起こすため、好ましくない。よって、焼鈍温度は720〜820℃の範囲とする。なお、鋼板の加工性を安定して確保するためには、焼鈍温度は720〜800℃の範囲とすることが好ましい。
冷間圧延した鋼板の焼鈍方法には、冷間圧延後、コイル状に巻き取った鋼板を、巻き戻しながら連続的に加熱、冷却する連続焼鈍方法と、コイル状に巻き取った鋼板を、コイル状態のまま加熱炉で焼鈍を行うバッチ焼鈍(箱焼鈍)方法とがあるが、バッチ焼鈍方法は、焼鈍時間が数十時間と長く、鋼板中のMnやSi等の強化元素が鋼板表面に濃化するため、化成処理性が劣化しやすい。従って、本発明では、連続焼鈍法で焼鈍することとする。連続焼鈍温度が720℃未満では、再結晶が不十分となるため、優れた加工性(延性)を得ることができない。一方、焼鈍温度が820℃を超えると、結晶粒が粗大化して鋼板組織が不均一となり、強度の低下や、機械的特性のバラツキを引き起こすため、好ましくない。よって、焼鈍温度は720〜820℃の範囲とする。なお、鋼板の加工性を安定して確保するためには、焼鈍温度は720〜800℃の範囲とすることが好ましい。
焼鈍雰囲気:3〜8vol%H2+残部N2ガス、露点−40℃以下
なお、上記連続焼鈍において、化成処理性をさらに向上し、浴温や濃度が低下するなど、化成処理浴条件が化成処理に不利な下限条件近くになっても良好な化成処理性を確保するためには、連続焼鈍炉内の焼鈍雰囲気を3〜8vol%H2+残部N2ガスとし、露点−40℃以下に制御することが好ましい。H2ガス濃度が3vol%未満および露点−40℃超えでは還元不足となるため、焼鈍雰囲気を上記好ましい範囲とした場合に比べて化成処理性が低下する傾向にある。一方、H2ガス濃度が8vol%超えでは、化成処理性の向上効果が飽和し、焼鈍コストの上昇を招くだけであるからである。
なお、上記連続焼鈍において、化成処理性をさらに向上し、浴温や濃度が低下するなど、化成処理浴条件が化成処理に不利な下限条件近くになっても良好な化成処理性を確保するためには、連続焼鈍炉内の焼鈍雰囲気を3〜8vol%H2+残部N2ガスとし、露点−40℃以下に制御することが好ましい。H2ガス濃度が3vol%未満および露点−40℃超えでは還元不足となるため、焼鈍雰囲気を上記好ましい範囲とした場合に比べて化成処理性が低下する傾向にある。一方、H2ガス濃度が8vol%超えでは、化成処理性の向上効果が飽和し、焼鈍コストの上昇を招くだけであるからである。
連続焼鈍後の鋼板は、表面粗さの調整、形状矯正および機械的特性の改善のために、通常行われている2%以下、好ましくは0.6〜1%程度の調質圧延を施しても良い。
なお、本発明により得られた高強度冷延鋼板は、その後、電気亜鉛めっき等の表面処理を施して、加工用の高強度表面処理鋼板とすることもできる。
なお、本発明により得られた高強度冷延鋼板は、その後、電気亜鉛めっき等の表面処理を施して、加工用の高強度表面処理鋼板とすることもできる。
上記製造方法で得られる本発明の高強度冷延鋼板の特性について説明する。
TS:440MPa以上
本発明の高強度冷延鋼板は、引張強さが440MPa以上である。なお、上限については、特に規定しないが、加工性を確保する観点からは、500MPa未満であることが好ましい。
TS:440MPa以上
本発明の高強度冷延鋼板は、引張強さが440MPa以上である。なお、上限については、特に規定しないが、加工性を確保する観点からは、500MPa未満であることが好ましい。
El:30%以上
板厚が0.8mm以上である本発明の鋼板は、加工性を確保する観点から、伸び(全伸び)Elが30%以上であることが必要である。好ましくは、33%以上である。
板厚が0.8mm以上である本発明の鋼板は、加工性を確保する観点から、伸び(全伸び)Elが30%以上であることが必要である。好ましくは、33%以上である。
YR:70%未満
また、本発明の鋼板は、高強度ではあると共に、降伏比YR(=(降伏応力YS/引張強さ)×100(%))が70%未満であることを特徴とする。その結果、本発明の高強度冷延鋼板は、高強度であるにも拘わらず、スプリングバックが小さく、形状凍結性に優れるという特徴を有する。
また、本発明の鋼板は、高強度ではあると共に、降伏比YR(=(降伏応力YS/引張強さ)×100(%))が70%未満であることを特徴とする。その結果、本発明の高強度冷延鋼板は、高強度であるにも拘わらず、スプリングバックが小さく、形状凍結性に優れるという特徴を有する。
化成処理性
本発明の鋼板は、基本成分として、Cと少量のMn以外には、特に強化元素を含有する必要がない。つまり、本発明の鋼板は、化成処理性を阻害するような成分は、基本的に含まないので、高強度であるにも拘わらず、優れた化成処理性を有する。
本発明の鋼板は、基本成分として、Cと少量のMn以外には、特に強化元素を含有する必要がない。つまり、本発明の鋼板は、化成処理性を阻害するような成分は、基本的に含まないので、高強度であるにも拘わらず、優れた化成処理性を有する。
表1に示した成分組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造して鋼スラブとした後、この鋼スラブを表2に示した各種条件で、熱間圧延し、酸洗し、その後、圧下率が60%で冷間圧延し、連続焼鈍し、次いで、0.8%の調質圧延を施して板厚が0.8mmから1.4mmの冷延鋼板を得、下記の引張試験および化成処理性の評価試験に供した。
<引張試験>
各冷延鋼板から、圧延直角方向(C方向)に平行に、JIS5号試験片を切り出し、JIS Z2241に準じて引張試験を行い、降伏応力YS、引張強度TSおよび伸びElを測定した。
<化成処理試験>
上記各冷延鋼板から採取した供試材を脱脂、水洗した後、日本ペイント社製のりん酸亜鉛系の化成処理液SD2800を用いて、標準条件(浴温:43±1℃、全酸度:23±3ポイント、遊離酸度:0.8±0.1ポイント、トーナー値:2.8〜3.5ポイント)と、浴温および濃度を下げた化成処理に対して不利な下限条件(浴温:41℃、全酸度:23ポイント、遊離酸度:0.8ポイント、トーナー値:2.7ポイント)に調整した2種類の化成処理浴を建浴し、120秒間、浸漬処理してりん酸塩被膜を生成させる化成処理試験を行い、得られた鋼板の表面について、走査型電子顕微鏡(SEM)にて、1000倍で5視野を観察し、りん酸塩被膜のスケ(りん酸塩被膜未生成部)発生の有無の調査を行った。なお、化成処理性は、スケがないものを良(○)、部分的にスケが認められるものをやや良(△)、スケが観察部の50%以上を占めるものを不良(×)と評価した。
<引張試験>
各冷延鋼板から、圧延直角方向(C方向)に平行に、JIS5号試験片を切り出し、JIS Z2241に準じて引張試験を行い、降伏応力YS、引張強度TSおよび伸びElを測定した。
<化成処理試験>
上記各冷延鋼板から採取した供試材を脱脂、水洗した後、日本ペイント社製のりん酸亜鉛系の化成処理液SD2800を用いて、標準条件(浴温:43±1℃、全酸度:23±3ポイント、遊離酸度:0.8±0.1ポイント、トーナー値:2.8〜3.5ポイント)と、浴温および濃度を下げた化成処理に対して不利な下限条件(浴温:41℃、全酸度:23ポイント、遊離酸度:0.8ポイント、トーナー値:2.7ポイント)に調整した2種類の化成処理浴を建浴し、120秒間、浸漬処理してりん酸塩被膜を生成させる化成処理試験を行い、得られた鋼板の表面について、走査型電子顕微鏡(SEM)にて、1000倍で5視野を観察し、りん酸塩被膜のスケ(りん酸塩被膜未生成部)発生の有無の調査を行った。なお、化成処理性は、スケがないものを良(○)、部分的にスケが認められるものをやや良(△)、スケが観察部の50%以上を占めるものを不良(×)と評価した。
上記試験結果を表2中に併記して示した。表2から、本発明の高張力鋼板は、TSが440MPa以上であるにも拘わらず、いずれもElが30%以上かつYRが70%未満の特性を示しており、加工性および形状凍結性に優れると共に、化成処理性にも優れていることがわかる。特に、連続焼鈍を、3〜8vol%H2+残部N2ガス、露点−40℃以下の雰囲気下で行った場合には、化成処理浴が下限条件でもスケが認められず、化成処理性が非常に優れていることがわかる。
本発明の技術は、上記説明範囲に限定されるものではなく、表面処理鋼板、中でも、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA)にも適用することができる。
Claims (3)
- C:0.15〜0.20mass%、
Si:0.10mass%以下、
Mn:0.60〜0.80mass%、
P:0.040mass%以下、
S:0.030mass%以下、
Al:0.01〜0.07mass%、
N:0.0150mass%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなり、板厚が0.8mm以上、引張強さが440MPa以上、伸びが30%以上、降伏比が70%未満であることを特徴とする高強度冷延鋼板。 - C:0.15〜0.20mass%、
Si:0.10mass%以下、
Mn:0.60〜0.80mass%、
P:0.040mass%以下、
S:0.030mass%以下、
Al:0.01〜0.07mass%、
N:0.0150mass%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、仕上圧延を880〜960℃の温度で終了する熱間圧延を行って、540〜660℃の温度で巻き取り、次いで、冷間圧延して板厚0.8mm以上の冷延板とし、その後、720〜820℃の温度で連続焼鈍することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。 - 上記連続焼鈍は、3〜8vol%H2+残部N2ガス、露点−40℃以下の雰囲気下で行うことを特徴とする請求項2に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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CN109338061A (zh) * | 2018-11-09 | 2019-02-15 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种高耐蚀性连续退火低合金高强钢带的生产方法 |
CN113684419A (zh) * | 2021-08-11 | 2021-11-23 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低成本400MPa级冷轧连退钢带及其生产方法 |
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- 2006-08-31 JP JP2006235693A patent/JP2008056997A/ja active Pending
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CN109338061B (zh) * | 2018-11-09 | 2020-05-01 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种高耐蚀性连续退火低合金高强钢带的生产方法 |
CN113684419A (zh) * | 2021-08-11 | 2021-11-23 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低成本400MPa级冷轧连退钢带及其生产方法 |
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