JP2008214752A - 成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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- Coating With Molten Metal (AREA)
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.80〜2.50%、Mn:0.8〜3.00%、P:0.003〜0.100%、S:0.010%以下、Al:0.010〜0.50%およびN:0.007%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、フェライトを面積率で50%以上、残留オーステナイトを面積率で3%以上含み、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が2.00以上である。
【選択図】なし
Description
従来の技術としては、例えば、特許文献1では、加工性が優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。また特許文献2、3では、穴広げ性に優れためっき鋼板が、特許文献4では、延性に優れためっき鋼板が提案されている。
(1)質量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.80〜2.50%、Mn:0.80〜3.00%、P:0.003〜0.100%、S:0.010%以下、Al:0.010〜0.50%およびN:0.007%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、フェライトを面積率で50%以上、残留オーステナイトを面積率で3%以上含み、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が2.00以上であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Cはオーステナイトを安定化させる元素であり、その他フェライト以外の相を生成し、鋼板強度を上昇させるために必要な元素である。さらには、残留オーステナイト中にCを一定量以上濃化させることにより、TRIP効果により鋼板の成形性を向上させる効果を示す。C量が0.05%未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、鋼板の強度の確保が難しい。一方、C量が0.30%を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化する。こうした観点から、C量を0.05〜0.30%の範囲内とする。好ましくは、0.08%〜0.20%である。
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の濃化促進および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。この効果はSiが0.80%以上で得られる。また、フェライト中の固溶Siが鋼板のTS×伸びを改善する効果もある。しかし、Siの2.50%を超える過剰な添加はフェライト中への固溶量の増加による成形性、靭性の劣化、また赤スケール等の発生による表面性状や溶融めっきのめっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、添加量を0.80〜2.50%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、フェライト以外の相の体積の増加し、TSを590MPa以上とするために必要な元素である。この効果は、Mnが0.80%以上で得られる。一方、Mnを3.00%を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大や固溶強化による強度上昇が著しくなり、成形性が低下する。従って、3.00%以下とする。好ましくは、1.00%以上、2.60%以下である。
Pは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果はP:0.003%以上で得られる。しかし、0.100%を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、P量を0.003%〜0.100%にする。
Sは、MnSなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面から0.010%以下とする。
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の濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、多量に添加するほど残留オーステナイトの生成を促進する。残留オーステナイト生成促進の観点から、Alは0.01%以上とする。しかし、Alは鋼板の固有抵抗を大きく上昇させ、溶接性を劣化させる傾向がある。0.50%を超える添加では、本技術では溶接性の改善ができず、ちり発生電流が6.25kA未満となる。よって、0.50%以下とする。好ましくは0.30%以下である。
Nの総量が0.007%を超えると鋼板内部の粗大なAlNが増加し、疲労特性が急激に劣化する。そのため、0.007%以下とする。
Crは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は0.005%以上で得られる。しかし、2.00%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.005%〜2.00%と規定する。
Vは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は0.005%以上で得られる。しかし、2.00%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.005%〜2.00%と規定する。
Moは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は0.005%以上で得られる。しかし、2.00%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.005%〜2.00%と規定する。
Niは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は0.005%以上で得られる。しかし、2.00%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.005%〜2.00%と規定する。
Cuは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、フェライト以外の相を生成しやすくする。この効果は0.005%以上で得られる。しかし、2.00%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.005%〜2.00%と規定する。
Tiは鋼の強化に有効であり、この効果は0.01%以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、0.20%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.01%〜0.20%とする。
Nbは鋼の強化に有効であり、この効果は0.01%以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、0.10%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.01%〜0.10%とする。
Bはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する。その効果は0.0002%以上で得られる。しかし、0.0050%を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、0.0002%〜0.0050%とする。
Caは局部延性を向上させることにより伸び向上すなわち成形性向上に寄与する作用を有する。その効果は0.001%以上で得られ、0.005%で飽和する。従って、0.001%〜0.005%とする。
REMは局部延性を向上させることにより伸び向上すなわち成形性向上に寄与する作用を有する。その効果は0.001%以上で得られ、0.005%で飽和する。従って、0.001%〜0.005%とする。
フェライト相が50%未満では、TS×伸び≧20000MPa・%を達成困難なため50%以上とする。好ましくは60%以上である。
残留オーステナイトが3%未満では、TS×伸び≧20000MPa・%を達成困難なため3%以上とする。好ましくは、5%以上である。
この硬度比の制御が本技術の最大の特徴である。フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比を2.00以上とすることにより、鋼板のTS×伸びを改善するとともに、ちり発生電流を6.25kA以上とすることができる。この理由は定かではないが、おそらくスポット溶接時の加圧により鋼板同士の密着性が改善することにより、ちり発生限界が高くなると推定される。
溶融亜鉛めっきの付着量が20g/m2未満では耐食性の確保が困難である。また、めっき付着量が150g/m2を超えると、コストアップする。このため、溶融亜鉛めっきの付着量は片面辺り20〜150g/m2とする。また、合金化溶融亜鉛めっきの場合、めっき層中の鉄含有量(Fe%(質量%))が7%未満では合金化ムラがひどく曲げ加工時にフレーキングが起こるので好ましくない。また、Fe%が15%を超える場合、めっき/地鉄界面に硬質のΓ相が形成するので好ましくない。そのためめっき層中のFe%は7〜15%であることが必要である。Fe%は8〜13%の範囲内がより好ましい。
焼鈍時の鋼板の加熱速度を制御することは本技術の大きな特徴の一つである。本成分の鋼を400〜650℃まで10℃/s以上の平均加熱速度で加熱しなければ、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比を2.00以上とすることができない。その理由は不明であるが、400〜650℃まで平均10℃/s以上の加熱速度で加熱したときに鋼板の焼鈍時のγ変態速度が速くなり、α−γ間の元素分配が促進されるためと推定している。好ましくは、400〜650℃まで平均20℃/s以上の加熱速度で加熱することである。また、さらに高温まで平均10℃/s以上の加熱速度で加熱すれば、より好ましい。
還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱速度が0.1℃/s未満では、通板速度を減速する必要があるため生産性が劣る。また、当該平均加熱速度が10℃/s超えになると、還元帯で地鉄スケール中の酸素と還元帯中の水素とが反応して、H2Oとなって地鉄表層のFe系酸化スケールが還元反応で消費されてしまい、母材表層から地鉄中に拡散してSi、Mn等を内部酸化させる酸素量が減少する。その結果母材表層部の固溶Si、Mn量が多く存在することになり、溶融亜鉛めっき直前にこれら元素が鋼板表面に選択酸化するため、Si、Mn等の表面濃化が促進される。
最高到達温度が750℃未満、もしくは750℃以上の温度域の滞留時間(保持時間)が30s未満であれば、TS×伸び≧20000MPa・%および溶接性改善がともに達成できない。これは、冷間圧延後のひずみの開放が不十分なためと考えられる。加熱温度上限および保持時間上限は特に規定しないが、900℃以上の加熱もしくは600s以上の保持は効果が飽和する上、コストアップにつながるので、加熱温度は900℃未満、750℃以上の温度域の保持時間は600s未満が好ましい。
750℃から平均10℃/s以上の冷却速度で350〜500℃まで冷却されない場合もしくは350〜500℃で30s以上保持が行われなければ、残留オーステナイト面積率が3%未満となり、TS×伸び≧20000MPa・%が達成できない。また、ナノ硬さ比は2.00以上を達成できない。380〜430℃で90s以上保持することにより、さらに特性が向上するのでより好ましい。冷却速度の上限および保持時間の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が200℃/s以上では、板の形状が劣化し、コストアップになるので、200℃/s未満が好ましい。また、350〜450℃における保持時間は600s以上では特性が飽和し、コストアップになるので、600s未満が好ましい。
蛍光X線Znカウント数 ランク
0−500未満 :1(良)
500−1000未満 :2
1000−2000未満:3
2000−3000未満:4
3000以上 :5(劣)
合金化していないもの(GI)では衝撃試験時のめっき剥離の抑制が要求される。そこでボールインパクト試験を行い、加工部をセロテープ(登録商標)剥離し、めっき層剥離の有無を目視判定した。
○:めっき層の剥離なし
×:めっき層が剥離
表層のSi、Mnの固溶量を測定するため、FIB加工した薄膜断面試料に対して、TEM−EDSでめっき/母材界面直上より下地鋼板側深さ0.5μmまでの領域で外乱を防ぐため析出物のない部分のSiおよびMnの点分析を行った。任意の10点の測定を行いその平均値を固溶量の評価値とした。合金化処理したもの(GA)については、母材平均組成として表1に記載の化学成分(Si、Mn)を使用し、前記で求めた固溶量(平均値)の表1の化学成分値に対する比を求め、この比を表4に記載した。
Claims (10)
- 質量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.80〜2.50%、Mn:0.80〜3.00%、P:0.003〜0.100%、S:0.010%以下、Al:0.010〜0.50%およびN:0.007%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、フェライトを面積率で50%以上、残留オーステナイトを面積率で3%以上含み、フェライト相のナノ硬さに対するフェライト以外の相のナノ硬さの比が2.00以上であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、Cr:0.005〜2.00%、V:0.005〜2.00%、Mo:0.005〜2.00%、Ni:0.005〜2.00%およびCu:0.005〜2.00%から選ばれる1種または2種以上を更に含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、Ti:0.01〜0.20%およびNb:0.01〜0.10%から選ばれる1種または2種を更に含有することを特徴とする請求項1または2に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、B:0.0002〜0.005%を更に含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、Ca:0.001〜0.005%およびREM:0.001〜0.005%から選ばれる1種または2種以上を更に含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記の溶融亜鉛めっき鋼板は合金化溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1〜5のいずれか1項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板であって、めっき/地鉄界面から深さ0.5μmまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Si量及び平均固溶Mn量が何れも0.5mass%以下であることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記高強度溶融亜鉛めっき鋼板はめっき層中Fe%が7〜15%の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、かつめっき/地鉄界面から深さ0.5μmまでの領域の地鉄表層部における平均固溶Si量と平均固溶Mn量は、平均固溶Si量が母材平均組成のSi量の70〜90%であり、平均固溶Mn量が母材平均組成のMn量の50〜90%であることを特徴とする請求項6に記載の成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1〜5のいずれか1項に記載の組成を有するスラブを熱間圧延および冷間圧延を行い製造した冷延鋼板を400〜650℃まで平均10℃/s以上の加熱速度で加熱し、その後さらに最高到達温度750℃以上まで加熱し30s以上保持した後、750℃から平均10℃/s以上の冷却速度で350〜500℃まで冷却して30s以上保持した後、溶融亜鉛めっきを施す、或いは、更に460℃以上570℃以下まで加熱してめっきの合金化処理をすることを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項1〜5のいずれか1項に記載の成分を有するスラブを熱間圧延、冷間圧延した後、直火炉型または無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍するに際し、加熱帯において400℃から650℃までの平均加熱速度が10℃/s以上で加熱帯出側温度が650℃以上になるように加熱し、次いで、還元帯において平均加熱速度0.1〜10℃/sにて最高到達温度750℃以上まで加熱し30s以上保持した後、750℃から平均10℃/s以上の冷却速度で350〜500℃まで冷却して30s以上保持した後、溶融亜鉛めっきを施す、或いは更に溶融亜鉛めっき後に490〜550℃に加熱して合金化処理を施すことを特徴とする成形性および溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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