JP2011046999A - 加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】mass%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.03%以下、Mn:1.6〜2.0%、P:0.020%以下、S:0.0030%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.060〜0.180%を含有し、([%Ti]/48)/([%C]/12)=0.10〜0.50を満足し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、体積分率90%以上・平均結晶粒径が3μm〜10μmのフェライト相と、体積分率1〜5%・平均結晶粒径が1μm〜4μmのマルテンサイト相と、体積分率1〜5%のセメンタイトとから構成される組織を有する加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を用いる。
【選択図】なし
Description
(1)mass%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.03%以下、Mn:1.6〜2.0%、P:0.020%以下、S:0.0030%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、およびTi:0.060〜0.180%を含有し、
([%Ti]/48)/([%C]/12)=0.10〜0.50を満足し、
残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、
体積分率が90%以上かつ平均結晶粒径が3μm〜10μmのフェライト相と、体積分率が1〜5%かつ平均結晶粒径が1μm〜4μmのマルテンサイト相と、体積分率が1〜5%のセメンタイトとから構成される組織を有することを特徴とする引張強度が590MPa以上の加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
ただし、[%Ti]、[%C]は各元素のmass%での含有量を示す。
(2)(1)に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度:1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度:850〜950℃で熱間圧延を終了後、650〜750℃の温度域に3〜30秒滞留し、巻取り温度:550〜650℃としてコイルに巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延した後、焼鈍温度:800〜900℃まで加熱し、焼鈍後、平均冷却速度:0.1〜5℃/秒で650〜750℃まで冷却し、引き続き少なくとも550℃まで、平均冷却速度:10〜50℃/秒で冷却し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする引張強度が590MPa以上の加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(3)溶融亜鉛めっき処理後、さらに、合金化処理を施すことを特徴とする(2)に記載の引張強度が590MPa以上の加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Cは鋼中で炭化物を形成し、フェライト中に析出することでフェライト相を硬質化、およびマルテンサイトの強化により鋼板強度に寄与する。C量が0.06%未満では強度確保が困難となる。一方、C量が0.10%を超えると過度に硬質化し加工性が低下する。より好ましくは、0.07〜0.09%とする。
Siは、めっき性を阻害する表層でのSi系酸化物を形成するため、含有量は少ないほうが好ましい。特にSi量が0.03%を超えるとSi系酸化物の形成が特に顕著となるため、Si量は0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下とする。
Mnは、強度に寄与し、このような作用は1.6%以上を含有することで認められる。一方、2.0%を超えて過度に含有すると、過度に焼入れ性が高まり、所望のフェライト相量の確保が困難となり、加工性が低下する。以上より、Mnは1.6%以上2.0%以下、好ましくは1.7%以上1.9%以下とする。
本発明において、Pは不純物であり、含有量は少ないほうが好ましい。特にP量が0.020%を超えるとPの粒界偏析による脆性劣化の問題が顕著となるため、P量は0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下とする。なお、P量を0.001%未満とするには製鋼工程における製造コストの大きな増加を伴うため、その下限は0.001%程度とすることが好ましい。
本発明中において、Sは不純物であり、含有量は少ないほうが好ましい。Sは介在物MnSを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、伸びフランジ性など成形性を低下させるが、Sの含有量が0.0030%まではこの問題は顕著化しない。よって、Sは0.0030%以下とする。より好ましくは0.0010%以下である。一方、0.0001%未満とする過度の低減は製鋼工程における脱硫コストの大きな増加を伴うため、その下限は0.0001%程度とすることが好ましい。
Alは製鋼工程において脱酸剤として有効であり、また、局部延性を低下させる非金属介在物をスラグ中に分離する点でも有用な元素である。さらに、Alは、焼鈍時に、めっき性を阻害する表層でのMn、Si系の酸化物の形成を抑制する効果がある。このような効果を得るには0.005%以上の添加が必要である。一方、0.1%を超えて添加すると、鋼成分コスト増を生じる。以上より、Alは0.005%%以上0.1%以下、好ましくは0.02%以上0.06%以下とする。
本発明中では、Nは不純物であり低いほうが好ましい。特にN量が0.01%を超えると連続鋳造過程において、スラブ割れや内部欠陥などの問題が顕著となるため、Nは0.01%以下とする。好ましくは0.0050%以下である。なお、N量を0.0001%未満とするには製鋼工程における製造コストの大きな増加を伴うため、その下限は0.0001%程度とすることが好ましい。
Tiは鋼中で炭化物を形成し、フェライト中に析出することでフェライト相を硬質化することにより強度に寄与する。また、鋼中の固溶Cを減少させ、低温変態相の生成、硬質化を抑制する。この効果を得るためには、Ti量は0.060%以上の添加を必要とする。Ti量が0.180%を超えると効果は飽和し、さらに過度に含有すると、熱延板が硬化し、熱間圧延、冷間圧延での圧延荷重が増大する。したがって、Ti量は0.060%以上0.180%以下の範囲とする。また、([%Ti]/48)/([%C]/12)が0.10未満の場合、炭化物の生成が少なく、フェライト相の強度が低下し、強度の確保が困難となる。一方、([%Ti]/48)/([%C]/12)が0.50を超える場合、過度に鋼中の固溶Cが析出固定されるため、硬質化し、加工性の確保が困難となる。したがって、([%Ti]/48)/([%C]/12)=0.10〜0.50の範囲とする。なお、[%Ti]、[%C]はTi、Cの各元素のmass%での含有量を示す。
フェライト相は軟質相であり、鋼板の伸びや極限変形能に寄与するため、本発明の鋼板では、フェライト相を体積分率で90%以上含有させる必要がある。好ましくは95%以上とする。
フェライト相の平均結晶粒径が3μmより小さい場合、変形を阻害する結晶粒界が増加、また、フェライト相の結晶粒界の3重点などに多く存在する硬質なマルテンサイト相の間隔が接近し、加工時の変形能はマルテンサイト相が支配的となるため加工性は低下する。一方、フェライト相の平均結晶粒径が10μmを超えて過度に粗大化するとマルテンサイト相が粗に点在し、加工時の変形が不均一となり伸び、および伸びフランジ性が低下する。以上よりフェライト相の平均結晶粒径は3μm〜10μmとする。
オーステナイトからの低温変態相であるマルテンサイト相を体積分率1%以上5%以下の範囲内で含有する組織とすることで、強度と加工性の良好な材質バランスが得られる。1%未満の場合、引張強度(TS)590MPa確保が困難となり、5%超の場合、過度に硬質化し、加工性、特に伸びフランジ性の確保が困難となる。1〜5%と非常に少ない体積分率ではあるが、C濃度が高く、マルテンサイト相自体の強度が高いため強度に寄与している。
マルテンサイト相の平均結晶粒径は小さく微細なほうが好ましいが、1μmより小さくしてもその効果は変わらない。フェライト相の体積分率が非常に多く、単相組織に限りなく近い場合、フェライト相が成形時の加工性を支配しているため、硬質なマルテンサイト相がフェライト母相中に微細分散しても、加工性に悪影響を及ぼすことは少ない。一方で、マルテンサイト相の平均結晶粒径が4μmを超えて粗大化すると、成形時の変形能へのマルテンサイト相の寄与が大きくなり、鋼板全体の成形能が低下する。以上より、加工性の劣化を抑制するため、粒径は1〜4μm以下とする。
セメンタイトの割合を1〜5%の範囲内で含有する組織とすることで、強度と加工性の良好な材質バランスが得られる。5%超の場合、成形時のフェライト相の変形を阻害するため、加工性が低下する。一方、セメンタイトの体積分率は少なければ少ないほど、加工性は向上するが、1%未満としてもその効果は変わらない。以上よりセメンタイトの割合は1〜5%とする。
鋳造された鋼片スラブに存在しているTi析出物を再溶解させ、その後の熱延工程で均一に再析出させ、均質な薄鋼板とすることにより、優れた加工性を確保可能となる。一方で1300℃を超えて加熱すると、スラブ加熱中に過度にオーステナイト粒が粗大化し、最終製品の結晶粒径が粗大化し、焼鈍、冷却時のフェライト生成が抑制され、加工性、特に伸びフランジ性を低下させる。一方で、1150℃未満で加熱すると、含有成分の拡散が不十分となり、最終的に不均一な組織となり、伸びフランジ性に不利となる。また、熱間圧延終了温度の確保が困難となる。以上より、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下の範囲とする。
仕上げ圧延温度を850℃以上とすることにより加工性(伸び、伸びフランジ性)を著しく向上することができる。仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、熱間圧延後に、結晶が展伸された加工組織となる。また、未再結晶オーステナイトから再結晶フェライトが生成する場合、微細なフェライト相組織と粗大なフェライトから構成される混粒組織となる。このように、不均一な組織となると加工時の材料の均一な変形を阻害し、優れた加工性を有することが困難となる。また、仕上げ圧延温度が950℃を超えると結晶粒径が過度に粗大となり、焼鈍、冷却後のフェライト生成が抑制され、加工性、特に伸びフランジ性を低下させる。また、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。よって、仕上げ圧延温度は850〜950℃とする。好ましくは880〜930℃である。
熱間圧延後巻取りまでの間の650〜750℃の温度域での滞留時間を3〜30秒とする。滞留温度域が650℃より低い場合、TiCの析出が不十分となり、均一な熱延板を得ることができない。またフェライト相の生成量も少なく、低温変態相の多い不均一な組織となる。不均一な熱延鋼板を素材とし、焼鈍した場合、最終的に得られる組織も、もともと均一な熱延鋼板と比較すると、不均一な組織となり、加工性が低下する。一方で、滞留温度域が750℃より高い場合、TiCの析出が不十分であることに加え、フェライト相の生成も不十分となり、低温変態相の多い不均一な組織となり、また硬質な熱延鋼板となるため冷間圧延時の負荷が増大する。滞留時間が3秒より短い場合もTiCの析出が不十分、フェライトの生成も不十分となり、均一な熱延板を得ることができず、冷延焼鈍後の材質も硬質化する。一方、滞留時間が30秒を超えても差し支えないが、その効果は飽和する傾向にある。よって650〜750℃の温度域に3〜30秒滞留する。
巻取り温度については、650℃を超えると、フェライト相とパーライト相から構成される組織となり、焼鈍熱処理時に元々パーライト相であった部位が最終的に硬質な低温変態相となりマルテンサイト相の体積分率が過剰となる。一方、550℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する傾向にある。よって、巻取り温度は550〜650℃の範囲とする。
酸洗、冷間圧延後の焼鈍温度が800℃より低い場合、再結晶が完了しておらず、また加熱中にオーステナイト相にC濃化が促進し、冷却後に低温変態相の生成量が多くなり、伸び、伸びフランジ性など加工性が劣化する傾向にある。900℃を超えて加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、その後の冷却過程で生成するフェライト相の量が減少し伸びが低下する。また、フェライト相や低温変態相の所望の結晶粒径を確保することが困難となり、伸びフランジ性が劣化する。よって焼鈍温度は800〜900℃の範囲とする。
焼鈍後の冷却過程は組織制御の観点から重要である。焼鈍後、まず650〜750℃まで冷却するが、平均冷却速度が0.1℃/秒より遅いと、フェライト相の生成量が多くなりすぎるため、引張強度590MPa確保が困難となり、また焼鈍温度近傍に滞留する時間が長くなるため、焼鈍中にオーステナイト粒径が粗大化し、最終的に得られるフェライト相、マルテンサイト相の結晶粒径も粗大化し、加工性が低下する。平均冷却速度が5℃/秒より速くなると、冷却過程に生成するフェライト相の生成が抑制されマルテンサイト相の量が多くなり硬質化し、伸び、伸びフランジ性が低下する。平均冷却速度を上記範囲に制御することで、所望の組織を達成することにより、加工時の変形におよぼすフェライト相の寄与を高めることが可能となり、優れた伸び、伸びフランジ性を得ることが可能となる。したがって、平均冷却速度は0.1〜5℃/秒以下とする。冷却する温度範囲は750℃より高いとフェライト相の生成量が少なく加工性が低下、650℃より低いとフェライト相の生成量が多くなり、引張強度確保が困難となる。したがって冷却する温度範囲は650〜750℃とする。
550℃までの冷却速度は軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の存在比率を制御し、引張強度590MPa級以上の強度と加工性を確保するのに重要な役割を担っている。すなわち、平均冷却速度が50℃/秒を超えると、冷却中のフェライト生成が抑制され、過度に低温変態相であるマルテンサイト相が生成するため引張強度590MPa級確保は容易であるが、加工性が劣化する。一方、10℃/秒より遅いと冷却過程中に生成するフェライト相の量が多くなりすぎ、引張強度の低下を招く傾向にある。なお、この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行なうことが可能である。したがって、少なくとも550℃までの平均冷却速度は10〜50℃/秒とする。
Claims (3)
- mass%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.03%以下、Mn:1.6〜2.0%、P:0.020%以下、S:0.0030%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、およびTi:0.060〜0.180%を含有し、
([%Ti]/48)/([%C]/12)=0.10〜0.50を満足し、
残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、
体積分率が90%以上かつ平均結晶粒径が3μm〜10μmのフェライト相と、体積分率が1〜5%かつ平均結晶粒径が1μm〜4μmのマルテンサイト相と、体積分率が1〜5%のセメンタイトとから構成される組織を有することを特徴とする引張強度が590MPa以上の加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
ただし、[%Ti]、[%C]は各元素のmass%での含有量を示す。 - 請求項1に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度:1150〜1300℃、熱間仕上げ圧延温度:850〜950℃で熱間圧延を終了後、650〜750℃の温度域に3〜30秒滞留し、巻取り温度:550〜650℃としてコイルに巻取り、次いで、酸洗、冷間圧延した後、焼鈍温度:800〜900℃まで加熱し、焼鈍後、平均冷却速度:0.1〜5℃/秒で650〜750℃まで冷却し、引き続き少なくとも550℃まで、平均冷却速度:10〜50℃/秒で冷却し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする引張強度が590MPa以上の加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛めっき処理後、さらに、合金化処理を施すことを特徴とする請求項2に記載の引張強度が590MPa以上の加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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