JP3520155B2 - 高歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法Info
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Description
耐衝突部材に用いる高歪速度時の変形抵抗に優れた自動
車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製
造方法に関わる。
要なことは高歪速度時の変形抵抗の高さである。すなわ
ち、歪速度10-3/s程度で評価する静的強度よりも、
高歪速度(102 /s〜103 /s)で評価する動的強
度が重要であり、次のような提案がなされている。例え
ば、特開平7−18372号公報記載の技術では動的強
度(歪速度102/s)と静的強度(歪速度10-3/
s)の比で、静動比を定義し、それを高めるには鋼中の
残留オーステナイトの量が10%以上必要で、かつフェ
ライト相の固溶C量を0.0020%以下とすることを
必要としている。すなわち、この技術では変形量の大き
い場合の静動比は残留オーステナイトの誘起変態を利用
し、変形量の小さい変形ではフェライト相を軟質化する
ことで静動比を高めている。しかし、この技術は自動車
用部品として使用するには、事前に加工を受けるので残
留オーステナイトが加工誘起変態し、肝心な衝突時に期
待する残留オーステナイト量を安定して確保するのが困
難である。
な問題点を解消し、高歪速度時の変形抵抗に優れた自動
車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製
造方法を提供することにある。
を解決するため以下のような検討を行った。はじめに高
歪速度時の変形抵抗に優れた合金化溶融亜鉛めっき熱延
鋼板の強化機構について検討を行った。表1に示す化学
成分、熱延および溶融亜鉛めっき条件で製造した合金化
溶融亜鉛めっき熱延鋼帯の静動比を測定した。静動比は
歪速度103 /sの動的強度と歪速度10-3/sの比で
定義した。なお、動的強度と静的強度は3〜10%応力
の平均値とした。表2に供試鋼の光学顕微鏡組織、静的
強度および静動比を示す。鋼Aと鋼Bでは静的強度がほ
とんど変わらないが、静動比は、固溶強化されたフェラ
イト相を有する鋼Aの方が大きい。
及ぼす影響を調査するため、表3に示すように、Si量
を変化させた合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を作製し
た。表4にフェライト相のビッカース硬さと静動比を示
す。ビッカース硬さはJISZ 2244に記載された
方法に従い、測定した。試験荷重は9.8Nとした。鋼
Cと鋼Dでは静的強度がほとんど変わらないが、静動比
は、Si量が高く、フェライト相のビッカース硬さが大
きい鋼Cの方が大きい。
のようになる。 (1)静動比を高めるためには、析出強化したフェライ
ト相よりも固溶強化したフェライト相を利用するのが有
効である。 (2)フェライト相の固溶強化の程度、言い換えるとフ
ェライト相のビッカース硬さを上げることは静動比を高
めることに有効である。 (3)固溶強化されたフェライト相だけでは目標強度が
不足する場合に、少量のマルテンサイト相を併用しても
静動比には大きな影響は与えない。高歪速度で高い変形
抵抗を得るためにフェライト相の固溶強化が適している
理由としては、転位の移動度を抑制し、かつ変形中の可
動転位密度の増加率を低減するのに適しているためと推
定される。本発明は以上のような知見に基づくものであ
り、その主旨は以下の通りである。
溶融亜鉛めっき条件の限定によりもたらされる作用を以
下に述べる。Cは複合組織中のマルテンサイトの体積率
を増加させ、強度を高める作用があり、このため少なく
とも0.04%を必要とし、一方、0.15%を超える
と加工性および溶接性の劣化が大きい。Siは本発明で
は重要な元素である。すなわち、その量が多いほどフェ
ライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のC濃
度を上げ、複合組織を形成しやすくする元素である。か
つ、フェライト相を固溶強化し、必要な硬度を得るもの
である。そのためには0.5%以上必要である。一方、
Siの増加はスケールオフ量を増加させ、歩留まりの低
下を招くとともにコスト増となり、めっき密着性を低下
させるので上限を1.8%とした。
得られない。しかし、Mnが多すぎるとフェライト変態
を抑制し、ベイナイト変態を助長するとともにコスト高
となるので上限を2.0%とした。P,Sは加工性・溶
接性を劣化させるとともに偏析を助長する。従って、こ
れらの量は低い方が良く、Pは0.025%以下、Sは
0.01%以下とした。Alは脱酸剤として有効である
が、0.005%以上でその効果が発揮される。しか
し、0.1%を越えて使用することは介在物の増加をも
たらし好ましくないため0.1%以下とした。
Nb,V,Ti,NiおよびMoのうち、1種または2
種以上を適宜添加させることで発明の効果をさらに発揮
させることができる。Caは介在物の形状を調整し、冷
間加工性を改善する作用があるが、0.0005%未満
ではその効果を得ることができず、一方、0.01%を
越えると介在物の量を増やし、かえって冷間加工性を損
なうことから0.0005〜0.01%とした。
複合組織化に有効であり、0.05%以上でその効果が
発揮されるため下限を0.05%とした。但し、0.5
%を越えると効果が飽和するばかりでなく、コスト増と
なる。Nb,V,Ti,NiおよびMoは溶接部の強度
を上げる働きをする。各々、下限値未満では効果がな
く、上限値を超えると効果が飽和し、コスト増となる。
熱炉に挿入せずに直接熱間圧延してもよい。加熱炉に挿
入して再加熱する場合は加熱温度を1250℃以下とす
る。これはSiスケールの発生を低減させるためであ
る。このSiスケールは鋼板の粗度を大きくして成形特
性を劣化させたり、歩留まりロスの増加につながり、め
っき密着性を低下させる。また、加熱温度の上昇は燃料
原単位の増加を招く。加熱温度の下限は作業の容易性か
ら1000℃以上が好ましい。
る。還元雰囲気中の加熱温度は550℃〜850℃とす
る。550℃未満の場合は、鋼板表面の酸化膜の還元が
不十分でめっき密着性が低下する。また、上限値を超え
ると効果が飽和し、燃料原単位の増加を招く。冷却速度
は10〜80℃/sとする。10℃/s未満ではフェラ
イト粒が粗大化し、80℃/sを越えるとフェライトの
生成量が不足してオーステナイト中のC,Mn濃縮が十
分でなくなるために粗大な第2相の組織が生成し、加工
性が劣化する。次に合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の組
織因子について詳述する。フェライト相は80%以上で
かつビッカース硬さが100以上とする。フェライト相
が80%未満では加工性が低下する。また、ビッカース
硬さが100未満では静動比が低下する。
Cは本発明に従った鋼であり、鋼DはCが上限はずれ、
鋼EはSiが下限はずれである。表6に熱延条件および
溶融亜鉛めっき条件を示す。符号1〜5は本発明の熱延
条件および溶融亜鉛めっき条件に従っている。符号6は
熱延時の加熱温度が上限はずれ、符号7は溶融亜鉛めっ
き時の還元雰囲気中の加熱温度が下限はずれである。表
7に供試鋼の光学顕微鏡組織の分率、フェライト相のビ
ッカース硬さ、静動比およびプレス成形性を示す。光学
顕微鏡組織の分率は点算法で求めた。静動比は歪速度1
03 /sの動的強度と歪速度10-3/sの比で定義し
た。なお、動的強度と静的強度は3〜10%応力の平均
値とした。なお、静動比は1.4以上で高歪速度時の変
形抵抗に優れた特性が得られる。ビッカース硬さはJI
S Z 2244に記載された方法に従い、測定した。
試験荷重は9.8Nとした。めっき密着性はテープ剥離
試験を行い、目視で判定した。
のサイドメンバーの試作金型を用いてプレスを行い、割
れを生じなかったものを〇、割れを生じたものを×とし
た。符号1〜3は本発明に従った鋼で、静動比も高く、
プレス成形性も良好である。符号4はCが上限値を超え
たため、第2相が硬質化し、プレス成形性が劣化した。
符号5はSiが下限値を外れたため、フェライト相の固
溶強化が足りず、静動比が劣化した。符号6は熱延時の
加熱温度が上限値を外れたため、Siスケールが発生
し、鋼板表面性状が劣化して、めっき密着性が低下し
た。符号7は溶融亜鉛めっき時の還元雰囲気中での加熱
温度が下限はずれのため、鋼板表面の酸化膜の還元が不
十分でめっき密着性が低下した。
歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融
亜鉛めっき熱延鋼板を得ることができる。このことによ
り自動車の耐衝突性が高まり、さらに高強度化により、
板厚低減し、車体重量を軽減することも可能となり、工
業的価値は極めて高い。
Claims (2)
- 【請求項1】 質量%で、 C :0.04〜0.15% Si:0.5〜1.8% Mn:0.8〜2.0% P :0.025%以下 S :0.01%以下 Al:0.005〜0.1% を含有し残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼
を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に挿入
することなく熱間圧延するか、または加熱炉にてスラブ
を1250℃以下に加熱した後に通常の条件で熱間圧延
を行い、冷却後、巻き取り、熱延鋼帯とし、酸洗後、続
いて、溶融亜鉛めっきラインを通板させるに際し、還元
雰囲気中で550〜850℃に加熱し、続いて平均冷却
速度10〜80℃/sで冷却し、溶融亜鉛ポットに浸漬
し、さらに合金化処理を行うことにより、得られる鋼板
の組織がマルテンサイトからなる第2相を含み、フェラ
イト相が80%以上でかつフェライト相のビッカース硬
さが100以上であることを特徴とする高歪速度時の変
形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱
延鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 質量%で、 C :0.04〜0.15% Si:0.5〜1.8% Mn:0.8〜2.0% P :0.025%以下 S :0.01%以下 Al:0.005〜0.1%に加えて Cr:0.05〜0.5% Ca:0.0005〜0.01% Nb:0.001〜0.05% V :0.005〜0.1% Ti:0.005〜0.05% Ni:0.05〜0.5% Mo:0.05〜1.0% のうち一種または二種以上を含有し残部Feおよび不可
避的不純物元素からなる鋼を溶製し、連続鋳造してスラ
ブとした後、加熱炉に挿入することなく熱間圧延する
か、または加熱炉にてスラブを1250℃以下に加熱し
た後に通常の条件で熱間圧延を行い、冷却後、巻き取
り、熱延鋼帯とし、酸洗後、続いて、溶融亜鉛めっきラ
インを通板させるに際し、還元雰囲気中で550〜85
0℃に加熱し、続いて平均冷却速度10〜80℃/sで
冷却し、溶融亜鉛ポットに浸漬し、さらに合金化処理を
行うことにより、得られる鋼板の組織がマルテンサイト
からなる第2相を含み、フェライト相が80%以上でか
つフェライト相のビッカース硬さが100以上であるこ
とを特徴とする高歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用
高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13145096A JP3520155B2 (ja) | 1996-05-27 | 1996-05-27 | 高歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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JP13145096A JP3520155B2 (ja) | 1996-05-27 | 1996-05-27 | 高歪速度時の変形抵抗に優れた自動車用高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH09316592A JPH09316592A (ja) | 1997-12-09 |
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ID=15058249
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Country Status (1)
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2006106999A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Nippon Steel Corporation | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法 |
-
1996
- 1996-05-27 JP JP13145096A patent/JP3520155B2/ja not_active Expired - Fee Related
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WO2006106999A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Nippon Steel Corporation | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法 |
JPWO2006106999A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2008-09-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法 |
JP4619404B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2011-01-26 | 新日本製鐵株式会社 | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法 |
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---|---|
JPH09316592A (ja) | 1997-12-09 |
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