JP2010209392A - 成形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 PDF

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Abstract

【課題】780MPa以上のTSを有し、かつ、優れた伸び特性、穴拡げ性、曲げ性を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.2%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相と焼戻しマルテンサイト相を含むマルテンサイト相とを含有し、組織全体に占めるフェライト相の面積率が30%以上で、マルテンサイト相の面積率が30〜50%であり、マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率が70%以上であるミクロ組織を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【選択図】図1

Description

本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、780MPa以上の引張強度TSを有し、かつ、優れた伸び特性、穴拡げ性、曲げ性を有する成形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に関する。
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、TSが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、980MPa級、1180MPa級のTSを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の伸び特性、穴拡げ性、曲げ性などの低下を招き、成形性の低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれているのが現状である。
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTSが800MPa以上の成形性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献2には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20%のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献3には、質量%で、C:0.04〜0.14%、Si:0.4〜2.2%、Mn:1.2〜2.4%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.002〜0.5％、Ti:0.005〜0.1%、N:0.006%以下を含有し、さらに(Ti%)/(S%)≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6%以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率をα%としたとき、
α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特開平9-13147号公報 特開平11-279691号公報 特開2002-69574号公報 特開2003-55751号公報
しかしながら、特許文献1〜4に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、必ずしも優れた伸び特性、穴拡げ性、曲げ性が得られない。
本発明は、かかる事情に鑑み、780MPa以上のTSを有し、かつ、優れた伸び特性、穴拡げ性、曲げ性を有する成形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を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の目的を達成すべく以下の検討を行った。
質量%で、C:0.103%、Si:1.29%、Mn:2.41%、P:0.011%、S:0.0021%、Al:0.029%、N:0.0031%、Cr:0.31%、Mo:0.12%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を実験室的に真空溶解炉にて溶製してスラブとした。これらスラブを1250℃にて加熱し、880℃の仕上温度で熱間圧延を行い、その後0.5s後に10〜250℃/sの平均冷却速度で550℃以下まで水冷却を行い、500〜700℃の温度で巻取り相当熱処理を行って熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を、酸洗によりスケール除去後、圧下率50%で冷間圧延し、溶融亜鉛めっきラインを模して、5℃/s以上の平均加熱速度で700℃に加熱し、引き続き700〜900℃の温度域で120s均熱し、10℃/sの平均冷却速度で520℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行い、鋼板表面に付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成した。引き続き550℃で亜鉛めっきの合金化処理を行った後、15℃/sの平均冷却速度で室温まで冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。
このようにして得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、次の方法でミクロ組織の解析や強度TS、全伸びEl、穴拡げ率λの測定を行った。
ミクロ組織の解析:鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、ナイタールによる腐食後、走査型電子顕微鏡(SEM)で1000〜5000倍で10視野観察し、フェライト相、マルテンサイト相およびマルテンサイト相中の焼戻しマルテンサイト相を同定し、画像解析ソフト(Image-Pro；Cybernetics社製)により解析し、組織全体に占めるフェライト相やマルテンサイト相の面積率を算出した。また、マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率も算出した。
なお、焼戻しされていないマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の判別は、腐食後の表面形態により行うことができる。すなわち、マルテンサイト相は平滑な表面を呈し、焼戻しマルテンサイト相は結晶粒内に腐食による構造(凹凸)が観察される。この方法で結晶粒単位でマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相を同定し、上記の方法でそれぞれの相の面積率および全マルテンサイト相中の焼戻しマルテンサイト相の割合を求めることができる。
TSとElの測定:強度、伸び特性を評価するために、圧延方向と直角方向にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよびElを測定した。
穴拡げ率λの測定:穴拡げ性を評価するために、100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を算出した。
その結果、図1に示すように、マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率が70%以上の場合は、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が30〜50%の範囲で高いTS×Elと高いλが得られることがわかる。
また、同時に、次のことも明らかになった。
優れた伸び特性、穴拡げ性、曲げ性は、成分組成を適正化した鋼スラブを、熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、成分組成で定まる特定の巻取温度で巻取り、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac1変態点+50℃)以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施すことによって得られる。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.2%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相と焼戻しマルテンサイト相を含むマルテンサイト相を含有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が30%以上で、前記マルテンサイト相の面積率が30〜50%であり、マルテンサイト相全体に占める前記焼戻しマルテンサイト相の面積率が70%以上であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.5%や、Ti:0.0005〜0.1%とB:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上温度で熱間圧延を施し、前記熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、Tct℃未満の巻取温度で巻取り、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac1変態点+50℃)以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、引き続き30℃/s以下の平均冷却速度で冷却する方法によって製造できる。
ただし、Tct=810-300×[C]-60×[Si]-60×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]-40×[Ni]-70×[Cu]であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、元素Mが不可避的不純物の場合は[M]=0とする。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこともできる。
本発明により、780MPa以上のTSを有し、かつ、優れた伸び特性、穴拡げ性、曲げ性を有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率を変えた時の組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率とTS×El、λとの関係を示す図である。
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
1)成分組成
C:0.05〜0.2%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.2%を超えると、溶接性が劣化するともに、偏析層の形成により成形性の低下を招く。したがって、C量は0.05〜0.2%とする。
Si:0.5〜2.5%
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時の冷却過程で、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な溶融亜鉛めっきラインでもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程におけるオーステナイト相の安定化によりパーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して延性を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝播性を改善して曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減して、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Si量を0.5%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.5〜2.5%とする。
Mn:1.5〜3.0%
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効である。また、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。さらに、焼鈍時の第2相の割合を増加させて、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程で自己焼戻しを生じやすくし、最終製品でのマルテンサイト相の硬度低減により局部変形を抑制し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。同時に、Mnは冷却過程でのパーライト相やベイナイト相の生成を抑制する作用があり、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を容易にし、その後自己焼戻しされるマルテンサイト相を充分な割合で生じせしめることが可能となる。こうした効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5〜3.0%とする。
P:0.001〜0.05%
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。
S:0.0001〜0.01%
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。
Al:0.001〜0.1%
Alは、フェライト相を生成させ、強度と延性のバランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。
N:0.0005〜0.01%
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Cr:0.01〜1.5%や、Ti:0.0005〜0.1%とB:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
Cr:0.01〜1.5%
Crは、焼鈍時に第2相の割合を増加させ、未変態オーステナイト相中のC量を減少させることで溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程で自己焼戻しを生じやすくし、最終製品でのマルテンサイト相の硬度を低下し、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。さらに、Crは、炭化物へ固溶することにより炭化物の生成を容易にし、自己焼戻しを極めて短時間で進行させることができる。同時に、Crは、冷却過程でのパーライト相やベイナイト相の生成を抑制する作用がり、オーステナイト相からマルテンサイト相への変態を容易にし、その後自己焼戻しされるマルテンサイト相を充分な割合で生じせしめることが可能となる。こうした効果を得るには、Cr量を0.01%以上にする必要がある。一方、Cr量が1.5%を超えると、第2相の割合が大きくなりすぎたり、Cr炭化物が過剰に生成するなどして、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0.01〜1.5%とする。
Ti:0.0005〜0.1%
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、Bを添加した場合は、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、次に説明するBの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005〜0.1%とする。
B:0.0003〜0.003%
Bは、オーステナイト相からのパーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、オーステナイト相の安定度を向上させる作用があるため、溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト変態、引き続く自己焼戻しを容易にする効果を助長する。こうした効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。一方、B量が0.003%を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0.0003〜0.003%とする。
Nb:0.0005〜0.05%
Nbは、鋼板強度を高める効果を有し、所望の強度を確保するため必要に応じて添加することができる。適当量を添加することで、溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化して強度を上昇させる。また、熱間圧延時あるいは溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍時に微細な析出物を形成して強度を上昇させる。こうした効果を得るには、Nb量を0.0005%以上添加する必要がある。一方、Nb量が0.05%を超えると、組織の微細化が過度になり、後述する好適な組織を得ることができない。したがって、Nb量は0.0005〜0.05%とする。
Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%の少なくとも1種
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%、Cu量は0.01〜2.0%とする。
2)ミクロ組織
組織全体に占めるフェライト相の面積率:30%以上
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、延性に富む軟質なフェライト相中に、主として硬質なマルテンサイト相を分散させた複合組織からなる。十分な延性を確保するためには、組織全体に占める面積率で30%以上のフェライト相が必要である。
組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率:30〜50%
780MPa以上のTSを達成するためには、組織全体に占める焼戻しマルテンサイト相を含むマルテンサイト相の面積率を30%以上にする必要がある。一方で、このマルテンサイト相の面積率が50%を超えると、充分な延性を得ることができない。したがって、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率は30〜50%とする。
マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率:70%以上
焼戻しマルテンサイト相は焼戻されていないマルテンサイト相に比較して軟質であり、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減することで局部変形能を高め、穴拡げ性や曲げ性を向上させる。特に、上記したフェライト相とマルテンサイト相の面積率では、均一変形能と局部変形能が適切にバランスすることで伸び特性を損なわずに、穴拡げ性や曲げ性の向上が可能となる。この効果を十分に発現するためには、マルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率を70%以上とする必要がある。
ここで、組織全体に占めるフェライト相やマルテンサイト相の面積率およびマルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率とは、上記の方法で求めた面積率のことである。
ここでいう焼戻しされていないマルテンサイト相とは、変態前のオーステナイト相と同じ化学組成を有する、Cを過飽和に固溶した体心立方構造を持つ組織であり、ラス、パケット、ブロックなどの微視構造を有する高い転位密度の硬質相である。焼戻しマルテンサイト相とは、マルテンサイト相から過飽和な固溶Cが炭化物として析出した、母相の微視構造を維持した転位密度の高いフェライト相である。また、焼戻しマルテンサイト相はこれを得るための熱履歴、例えば「焼き入れ-焼戻し」や「自己焼戻し」など、によって特に区別する必要はない。
なお、本発明のミクロ組織には、フェライト相とマルテンサイト相以外に、残留オーステナイト相、パーライト相、ベイナイト相が、組織全体に占める合計の面積率で20%以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したように、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上温度で熱間圧延を施し、前記熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、Tct℃未満の巻取温度で巻取り、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac1変態点+50℃)以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、引き続き30℃/s以下の平均冷却速度で冷却する方法によって製造できる。
スラブの加熱温度:1150〜1300℃
スラブ加熱温度は、熱間圧延時の温度確保の観点から1150℃以上とする必要がある。一方、加熱温度が高過ぎると、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などの問題を引き起こすため、スラブ加熱温度の上限は1300℃とする。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法などにより製造することもできる。
熱間圧延時の仕上温度:800〜950℃
加熱後のスラブは、粗圧延および仕上圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上温度が高過ぎると、粒が粗大化となり、最終製品の成形性が低下するとともに、スケール欠陥が発生しやすくなる。そのため、仕上温度は950℃以下とする。一方、仕上温度が800℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイト相が未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における材質の均一性の観点から好ましくない。したがって、仕上温度は800〜950℃、好ましくは840〜920℃とする。
なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
本発明では、熱延鋼板のミクロ組織はフェライト相とベイナイト相を主相とした組織とするのが好適である。ベイナイト相や比較的低温で生成したフェライト相は転位を多く含み、オーステナイト逆変態の起点となるため、最終のマルテンサイト相を所定の割合で含むことができる。
熱間圧延後の冷却条件:2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却
熱間圧延後の冷却を開始するまでに2秒を超える時間が経過すると、ランナウトテーブル上でフェライト相が不均一に生成しやすく、本発明で好適なフェライト相とベイナイト相を主体とした均一な熱延鋼板のミクロ組織が得られない。また、平均冷却速度が50℃/sを下回る場合やこの冷却側で600℃以下まで冷却しない場合も同様な問題が起こる。
熱間圧延後の巻取温度: Tct℃未満
上記のように定義した Tct℃は、本発明者らが経験的に導出した巻取温度の実験式であるが、巻取温度をTct℃未満とすることで、本発明で好適なフェライト相とベイナイト相を主体とした熱延鋼板のミクロ組織とすることができる。
冷間圧延時の圧下率:40%以上
圧下率が40%に満たない場合には、引き続く焼鈍時においてオーステナイト相への逆変態の核となる粒界や転位の単位体積あたりの総数が減少し、上記したような最終のミクロ組織を得ることが困難になる。また、ミクロ組織に不均一が生じ、伸び特性、穴拡げ性、曲げ性が低下する。
焼鈍時の加熱条件:5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱
5℃/ｓ以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱することにより、加熱中の回復やフェライト相の再結晶が抑制され、次の均熱時に転位を多く含む状態で逆変態を生じるためオーステナイト相が高密度で均一に分散されるため、最終製品における穴拡げ性や曲げ性を向上できる。
焼鈍時の均熱条件:(Ac1変態点+50℃)以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱
均熱時にオーステナイト相の割合を高めることにより、オーステナイト相中のC濃度が低減し、Mｓ点が上昇するため、溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程での自己焼戻し効果を発現できる。また、焼戻しによりマルテンサイト相の硬度が低下しても、なお、充分な強度の達成が可能となり、充分な強度と良好な局部延性の両立を図れる。そのため、(Ac1変態点+50℃)以上Ac3変態点以下の温度域で均熱処理を行う必要がある。均熱温度が(Ac1変態点+50℃)を下回る場合には、オーステナイト相の割合が充分でなく、自己焼戻し効果を発現できないため、穴拡げ性や曲げ性のみならず強度の低下も招く。均熱温度がAc3変態点を超える場合には、フェライト相の生成が充分でなく延性が低下する。
また、均熱時間が30sに満たない場合には、オーステナイト相への逆変態が充分でなく、必要なオーステナイト相の割合を得ることができない。均熱時間が500sを超える場合には、均熱の効果が飽和するとともに生産性を阻害する。
焼鈍時の冷却条件:3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却
均熱後は、均熱温度から600℃以下の温度域(冷却停止温度)まで、3〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が3℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して未変態オーステナイト相中へのCの濃化が進み、自己焼戻し効果を発現できないため、穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。平均冷却速度が30℃/sを超える場合には、フェライト変態抑制の効果が飽和するとともに、設備上これを実現することが困難でもある。また、冷却停止温度が600℃を超える場合には、フェライト相やパーライト相の生成によりマルテンサイト相の割合が著しく低下し、その組織全体に占める面積率が30%未満となるため、780MPa以上のTSが得られない。
溶融亜鉛めっき処理:通常の条件
焼鈍後は、通常の条件で溶融亜鉛めっきが施される。また、めっき後は、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することができる。450〜600℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は8〜12%になり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、600℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して強度の不足や穴拡げ性の低下を招く。
溶融亜鉛めっき処理後の冷却条件:30℃/s以下の平均冷却速度で冷却
マルテンサイト相の自己焼戻しは溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程で進行する。平均冷却速度が30℃/ｓを超える場合には自己焼戻しが充分に進行しないため、穴拡げ性や曲げ性が低下する。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきを合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。また、溶融亜鉛めっきには、Al量を0.10〜0.20%含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
表１に示す成分組成の鋼No.A〜Iを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを1250℃で加熱し、表2に示す熱延条件で熱延鋼板とした後、酸洗し、表2に示す冷延条件で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2に示す焼鈍条件で焼鈍後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成し、表2に示す温度で合金化処理を行い、表2に示す平均冷却速度で冷却し、亜鉛めっき鋼板No.1〜23を作製した。なお、表2に示すように、一部の亜鉛めっき鋼板では、合金化処理を行わなかった。そして、得られた亜鉛めっき鋼板について、上記の方法でフェライト相とマルテンサイト相の組織全体に占める面積率および焼戻しマルテンサイト相のマルテンサイト相全体に占める面積率を測定した。また、上記の方法で、TS、El、λを測定した。なお、λの測定については、通常の打ち抜き加工によって初期の穴を形成した場合と、素材そのものの局部延性の評価のためにリーマ加工にて初期の穴を形成した場合について行った。さらに、圧延方向と直角方向に幅30mm×長さ120mmの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さRyが1.6〜6.3Sとなるように平滑にした後、Vブロック法により90°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径である限界曲げ半径Rを求め、その板厚tに対する比(R/t)で曲げ性を評価した。
結果を表3に示す。本発明例の亜鉛めっき鋼板は、いずれもTSが780MPa以上であり、TS×El≧19000MPa・%で強度と延性のバランスも高く、すなわち伸び特性に優れ、また、打ち抜き加工によるλが50%以上、リーマ加工によるλが70%以上、R/tが1.0以下で、穴拡げ性と曲げ性にも優れ、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
Figure 2010209392
Figure 2010209392
Figure 2010209392

Claims (8)

  1. 質量%で、C:0.05〜0.2%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相と焼戻しマルテンサイト相を含むマルテンサイト相とを含有し、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が30%以上で、前記マルテンサイト相の面積率が30〜50%であり、マルテンサイト相全体に占める前記焼戻しマルテンサイト相の面積率が70%以上であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.5%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高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%の少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. さらに、質量%で、Nb:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%の少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1から4のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1から5のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 請求項1から5のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上温度で熱間圧延を施し、前記熱間圧延後2s以内に50℃/s以上の平均冷却速度で600℃以下まで冷却を行い、Tct℃未満の巻取温度で巻取り、圧下率40%以上で冷間圧延後、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、引き続き(Ac1変態点+50℃)以上Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、引き続き30℃/s以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法；
    ただし、Tct=810-300×[C]-60×[Si]-60×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]-40×[Ni]-70×[Cu]であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、元素Mが不可避的不純物の場合は[M]=0とする。
  8. 溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項7に記載の成形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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