JP2019506523A - 耐水素遅れ破壊特性、耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板、並びにそれを用いた熱間成形部材 - Google Patents
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Abstract
Description
素地鋼板と酸化物層との間に合金化めっき層が形成されている熱間成形用合金化アルミニウムめっき鋼板であって、
上記素地鋼板は、重量%で、C:0.1〜0.5%、Si:0.01〜2%、Mn:0.01〜10%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.02%、Al:0.001〜1.0%、N:0.001〜0.02%、残部のFe及びその他の不純物で組成されており、
上記合金化めっき層は、
上記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が200〜800HvのAl−Fe合金化層(I)と、
上記Al−Fe合金化層(I)上に形成された、ビッカース硬度が700〜1200HvのAl−Fe合金化層(III)と、
上記Al−Fe合金化層(III)の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が400〜900HvのAl−Fe合金化層(II)と、を含み、
上記酸化物層は、その表層から0.1μmの深さの地点での平均酸素重量%が20%以下であることを特徴とする、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板に関する。
重量%で、C:0.1〜0.5%、Si:0.01〜2%、Mn:0.01〜10%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.02%、Al:0.001〜1.0%、N:0.001〜0.02%、残部のFe及びその他の不純物で組成される素地鋼板の表面に、Al−Siコーティング層を形成する工程と、
上記Al−Siコーティングされためっき鋼板を、露点温度が−10℃未満である雰囲気を有する加熱炉で、熱処理最高温度である450〜750℃まで1〜500℃/hrの昇温速度で加熱する工程と、
上記熱処理最高温度で1〜100時間維持することで、上記素地鋼板の表面にAl−Fe合金化めっき層を形成する工程と、を含む、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法に関する。
上記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が200〜800HvのAl−Fe合金化層(I)と、
上記Al−Fe合金化層(I)上に形成された、ビッカース硬度が700〜1200HvのAl−Fe合金化層(III)と、
上記Al−Fe合金化層(III)の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が400〜900HvのAl−Fe合金化層(II)と、を含み、
上記合金化めっき層の上部には酸化物層が形成されており、上記酸化物層は、その表層から0.1μmの深さの地点での平均酸素重量%が20%以下であることが好ましい。
上記のようなめっき鋼板を用意する工程と、
上記めっき鋼板を1〜1000℃/秒の昇温速度で(Ae3+30℃)〜(Ae3+150℃)の温度範囲まで加熱した後、1〜1000秒間維持する工程と、
上記加熱処理されためっき鋼板を熱間成形すると同時に、1〜1000℃/秒の冷却速度で冷却する工程と、を含む、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたHPF成形部材の製造方法に関する。
上記Cは、熱処理部材の強度を向上させるための必須元素であって、適正量が添加されるべきである。Cの含有量が0.1%未満である場合には十分な強度を確保し難いため、0.1%以上添加されるべきである。また、その含量が0.5%を超える場合には、熱延材を冷間圧延する時に熱延材の強度が高すぎて冷間圧延性が著しく劣化するだけでなく、スポット溶接性を著しく低下させるため、0.5%以下が好ましい。より好ましくは0.45%以下、さらに好ましくは0.4%以下に、その含量を制限する。
上記Siは、製鋼において脱酸剤として添加されるべきものであって、熱間成形部材の強度に最も大きい影響を与える炭化物の生成を抑えるだけでなく、熱間成形においてマルテンサイトの生成後にマルテンサイトのラス(lath)粒界に炭素を濃化させることで残留オーステナイトを確保するために添加される。その含有量が0.01%未満である場合には、上記効果を期待することが難しいだけでなく、鋼の清浄度が確保されず、過度なコストがかかりうる。また、Siの含量が2%を超える場合には、Alめっき性を著しく低下させる。したがって、2%以下で添加し、1.5%以下の範囲で添加することが好ましい。
上記Mnは、固溶強化の効果を確保することができるだけでなく、熱間成形部材においてマルテンサイトを確保するための臨界冷却速度を低めるために添加される必要がある。Mnの含有量が0.01%未満である場合には、上記効果を得るのに限界がある反面、上記Mnの含量が10%を超える場合には、熱間成形工程前の鋼板の強度が上昇しすぎるため作業性が難しくなるだけでなく、合金鉄の過多な添加により原価が上昇し、スポット溶接性が劣化するという欠点がある。Mnの含量を好ましくは9%以下、より好ましくは8%以下の範囲に制御する。
上記Alは、Siとともに、製鋼において脱酸作用をして鋼の清浄度を高めることができる。Alの含量が0.001%未満である場合には上記効果を得難く、その含量が1.0%を超える場合には、Ac3温度が上昇しすぎて加熱温度をさらに高めなければならないという問題があるため、その上限を1.0%とする。
上記Pは不純物として存在するものであって、その最小含量を0.001%未満とするためには多くの製造コストがかかり、その最大含量が0.05%を超える場合には熱間成形部材の溶接性が著しく低下するため、その上限を0.05%に制限する。好ましくは0.03%以下に制御する。
上記Sは鋼中の不純物であって、部材の延性、衝撃特性、及び溶接性を阻害する元素であるため、最大含量を0.02%とする(好ましくは0.01%以下)。また、その最小含量を0.0001%未満とする場合には、製造コストが著しく上昇する。
上記Nは鋼中に不純物として含まれる。Nの含量を0.001%未満とするためには多くの製造コストがかかり、その含量が0.02%を超える場合には、スラブの連鋳時にクラックの発生に敏感となるだけでなく、衝撃特性が悪くなり得る。
上記Cr、Mo、及びWは、硬化能の向上と、析出強化の効果による強度及び結晶粒の微細化を確保することができる。しかし、Cr、Mo、及びWから選択される1種以上の合計が0.01%未満である場合には上記効果を得難く、4.0%を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、溶接性の低下及びコスト上昇の問題がある。
上記Ti、Nb、及びVは、微細析出物の形成による熱処理部材の強度の向上と、結晶粒の微細化による残留オーステナイトの安定化と衝撃靭性の向上において効果がある。その添加量が0.001%以下である場合には、その添加による効果を期待し難く、0.4%を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、合金鉄の添加によるコストの上昇をもたらし得る。
上記Cuは、微細析出物を形成させることで強度を向上させる元素として添加されることができる。また、Niは、Cuを単独で添加する場合に熱間脆性をもたらし得るため、必要に応じて添加される。しかし、これらの成分の合計が0.005%未満である場合には上記効果を得難く、2.0%を超える場合にはコストが過多に増加するため、その上限を2.0%とする。
上記SbとSnは、Al−Siめっきのための焼鈍熱処理時に、表面に濃化されてSiまたはMnの酸化物が表面に形成されることを抑えることで、めっき性を向上させることができる。このような効果を得るためには0.001%以上添加されるべきであるが、その添加量が1.0%を超える場合には、合金鉄のコストが過多となるだけでなく、スラブ粒界に固溶されて熱間圧延時にコイルエッジ(edge)のクラックを誘発させ得るため、その上限を1.0%とする。
上記Bは、少量添加しても硬化能を向上させることができるだけでなく、旧オーステナイト結晶粒界に偏析され、Pまたは/及びSの粒界偏析による熱間成形部材の脆性を抑えることができる元素である。しかし、その含量が0.0001%未満である場合にはこのような効果を得難く、0.01%を超える場合には、その効果が飽和されるだけでなく、熱間圧延で脆性をもたらすため、その上限を0.01%とすることが好ましく、0.005%以下とすることがより好ましい。
実施例1と同様にAlめっき鋼板を用意した。この際、素地鋼板の組成、製造条件などは実施例1と同一であった。また、素地鋼板の表面にAlめっきを行うためのめっき工程も実施例1と同一であった。
下記表8のような組成を有する厚さ40mmのスラブを真空溶解し、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、及びAlめっきを行うことでAlめっき鋼板を製造した。この時の具体的な製造条件は実施例1と同一である。下記表8において、鋼種PとQは、炭素の含量またはマンガン、アルミニウムの含量が本発明の範囲を外れた場合である。
Claims (18)
- 素地鋼板と酸化物層との間に合金化めっき層が形成されている熱間成形用合金化アルミニウムめっき鋼板であって、
前記素地鋼板は、重量%で、C:0.1〜0.5%、Si:0.01〜2%、Mn:0.01〜10%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.02%、Al:0.001〜1.0%、N:0.001〜0.02%、残部のFe及びその他の不純物で組成されており、
前記合金化めっき層は、
前記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が200〜800HvのAl−Fe合金化層(I)と、
前記Al−Fe合金化層(I)上に形成された、ビッカース硬度が700〜1200HvのAl−Fe合金化層(III)と、
前記Al−Fe合金化層(III)の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が400〜900HvのAl−Fe合金化層(II)と、を含み、
前記酸化物層は、その表層から0.1μmの深さの地点での平均酸素重量%が20%以下であることを特徴とする、
耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。 - 前記Al−Fe合金化層(I)におけるAlの含量は重量%で5〜30%であり、前記Al−Fe合金化層(II)におけるAlの含量は20〜50%であり、そして前記Al−Fe合金化層(III)におけるAlの含量は40〜70%であることを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記合金化めっき層において、Alの含量が重量%で70%以下であるAl−Fe金属間化合物相の断面積分率が99%を超えることを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記素地鋼板中の水素含量が0.5ppmw以下であることを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、Cr、Mo、及びWからなる群から選択される1種以上を0.01〜4.0%の範囲でさらに含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、Ti、Nb、Zr、及びVからなる群から選択される1種以上を0.001〜0.4%の範囲でさらに含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、Cu+Ni:0.005〜2.0%をさらに含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、Sb+Sn:0.001〜1.0%をさらに含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 前記素地鋼板は、B:0.0001〜0.01%をさらに含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板。
- 請求項1から9の何れか一項に記載のめっき鋼板を熱間成形してなるHPF成形部材であって、部材の微細組織がマルテンサイトを主相とし、引張強度が1000MPa以上であることを特徴とする、耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたHPF成形部材。
- 前記部材の引張強度と素地鋼板中の水素濃度との積が1300未満であることを特徴とする、請求項10に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたHPF成形部材。
- 前記部材の表層酸化物は、その表面から0.1μmの深さの地点での平均酸素重量%が40%以下であることを特徴とする、請求項10に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたHPF成形部材。
- 重量%で、C:0.1〜0.5%、Si:0.01〜2%、Mn:0.01〜10%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.02%、Al:0.001〜1.0%、N:0.001〜0.02%、残部のFe及びその他の不純物で組成される素地鋼板の表面に、Al−Siコーティング層を形成する工程と、
前記Al−Siコーティングされためっき鋼板を、露点温度が−10℃未満である雰囲気を有する加熱炉で、熱処理最高温度である450〜750℃まで1〜500℃/hrの昇温速度で加熱する工程と、
前記熱処理最高温度で1〜100時間維持することで、前記素地鋼板の表面にAl−Fe合金化めっき層を形成する工程と、を含む、
耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。 - 前記熱処理最高温度に達する前に、300℃以上かつAlめっき層の融点未満の温度で1〜100時間維持することを特徴とする、請求項13に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
- 前記合金化めっき層は、
前記素地鋼板上に形成された、ビッカース硬度が200〜800HvのAl−Fe合金化層(I)と、
前記Al−Fe合金化層(I)上に形成された、ビッカース硬度が700〜1200HvのAl−Fe合金化層(III)と、
前記Al−Fe合金化層(III)の内部において鋼板の長さ方向に連続的若しくは不連続的に形成された、ビッカース硬度が400〜900HvのAl−Fe合金化層(II)と、を含み、
前記合金化めっき層の上部には酸化物層が形成されており、前記酸化物層は、その表層から0.1μmの深さの地点での平均酸素重量%が20%以下であることを特徴とする、請求項13に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。 - 前記Al−Fe合金化層(I)におけるAlの含量は重量%で5〜30%であり、前記Al−Fe合金化層(II)におけるAlの含量は20〜50%であり、そして前記Al−Fe合金化層(III)におけるAlの含量は40〜70%であることを特徴とする、請求項15に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
- 前記素地鋼板中の水素含量が0.5ppmw以下であることを特徴とする、請求項13に記載の耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れた熱間成形用アルミニウム−鉄合金めっき鋼板の製造方法。
- 請求項13から17の何れか一項に記載の製造方法によりめっき鋼板を用意する工程と、
前記めっき鋼板を1〜1000℃/秒の昇温速度で(Ae3+30℃)〜(Ae3+150℃)の温度範囲まで加熱した後、1〜1000秒間維持する工程と、
前記加熱処理されためっき鋼板を熱間成形すると同時に、1〜1000℃/秒の冷却速度で冷却する工程と、を含む、
耐水素遅れ破壊特性、めっき層の耐剥離性、及び溶接性に優れたHPF成形部材の製造方法。
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