JP3596316B2 - 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の車体軽量化による燃費向上を目指した高強度化への要求および耐食性向上に対応する発明であり、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上を目的として薄肉化による車体軽量化が積極的に行われている。一方、自動車の衝突安全に対する法規制が強化される傾向にあり、単純に薄肉化による軽量化だけでは対応することはできない。そこで、高強度鋼板を使用して薄肉化を図る必要があり、高強度鋼板への要求が一層強くなってきている。
【0003】
しかし、高強度鋼板を製造するにあたっては高強度化による成形性の劣化という問題がある。一般的に高強度化により成形性は劣化し、プレス成形で不具合(割れ)が発生する。
【0004】
このような問題点を打破すべく、特開昭61−157625号公報には、0.12〜0.55重量%のCと、0.4〜1.8重量%のSiと、0.2〜2.5重量%のMnのほか、必要により適量のP、Ni、Cu、Cr、Ti、Nb、V、及びMoの1種または2種以上を含む鋼板をフェライト+オーステナイトの2相域に加熱した後、冷却途中の350〜500℃の温度域で30秒〜30分間保持することでフェライト+ベイナイト+残留オーステナイトの混合組織を実現し、高延性を示す高張力鋼板とする方法が開示されている。
【0005】
特開昭60−43464号公報には、高延性を示す高張力鋼板の製造方法として、0.30〜0.55重量%のCと、0.7〜2.0重量%のSi、0.5〜2.0重量%のMnを含有する鋼板(熱延鋼板、冷延鋼板)をオーステナイト単相域に加熱した後、650〜750℃に4〜15秒間保持した後、冷却過程の450〜650℃の間にて合計10〜50秒間の保持を行い、マルテンサイトあるいはベイナイト中に体積率で10%以上のフェライトと10%以上の残留オーステナイトを含む混合組織鋼板とする方法が開示されている。
【0006】
しかし、前記特開昭61−157625号公報あるいは特開昭60−43464号公報に開示された鋼板は、加工による変態誘起塑性が変形初期に行われてしまうために局部延性が劣る(穴広げ性が劣る)こと、およびこの鋼板は780N/mm2 以上の強度は得られるが、自動車用として多用される590N/mm2 級の低強度の高張力鋼板を得ることが困難であるという欠点を有している。またこのような高強度−高延性を示す高張力鋼板は、セメンタイトの析出を抑制するためにSiを多量に添加しており、溶融亜鉛めっきが困難である。
【0007】
上記問題点を解決するための方法として、特開平5−70886号公報、特開平5−195056号公報、および特開平6−145788号公報には、Al添加型残留オーステナイト鋼および低Si型残留オーステナイト鋼の製造方法が開示されている。
【0008】
これらの高張力鋼板は、穴広げ性等の局部延性に優れ、溶融亜鉛めっき化を可能とし、ならびに590N/mm2 級の低強度の残留オーステナイトを含む高張力鋼板を得る方法として有効であり、実用化が期待されている。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】
残留オーステナイト(γ)鋼への溶融亜鉛めっきを可能とするには、(a) めっきの濡れ性確保(めっきのはじき防止)と、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を行う場合は、(b) 合金化処理過程での残留オーステナイトの消失抑制という課題がある。
【0010】
とくに熱延鋼板においては、後述するように溶融亜鉛めっきを施すための濡れ性の確保が冷間圧延鋼板に比べて難しい。
【0011】
また上記の残留オーステナイト鋼は、SiやAlを多量に含有しているため、熱間圧延時の変形抵抗が高く、圧延荷重が増大し製造可能範囲が狭くなるという問題もある。
【0012】
しかし、現在までの発明においてはこれらの問題を解決する具体的な方法は開示されておらず、高張力高延性をあわせ持つ溶融亜鉛めっき鋼板(合金化溶融亜鉛めっきを含む)を容易には得られなかった。
【0013】
本発明の課題は、熱延鋼板、冷延鋼板のいずれに対しても、高張力高延性鋼板に溶融亜鉛めっきを容易に行い、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法を提供することにある。
【0014】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは高延性を支配する残留オーステナイト量を確保しつつ、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を可能にし、冷延鋼板を母材とした場合(以下、冷延ベースという)のみならず、熱延鋼板を母材とした場合(以下、熱延ベースという)でも、高張力高延性溶融亜鉛めっき鋼板を得るための製造条件の検討を行った。
【0015】
まず、冷延ベースのめっき鋼板について予備試験を行った。
表1に示す鋼成分Aの鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとし、冷却した後、加熱炉で1240℃まで加熱し、熱間圧延の粗圧延温度1080℃、仕上げ圧延温度920℃で圧延を完了させ、600℃で巻き取り、3.5mm厚の熱延コイルとした。その後、1.8mmの厚さまで冷間圧延し、得られた冷延コイルからサンプルを採取し、実験室での溶融亜鉛めっきシミュレータでめっき濡れ性に及ぼす前酸化条件の影響、引張特性および残留オーステナイト量に及ぼす冷却速度の影響、低温保持時間の影響、合金化処理条件の影響などを調査した。
【0016】
【表1】
【0017】
前酸化条件の影響調査では、溶融亜鉛めっきシミュレータにて前酸化(板温度450〜800℃、雰囲気酸素濃度50ppm)、焼鈍(板温度840℃×15s)、次いで5℃/sで470℃まで冷却し、低温保持(板温度470℃×40s)、その後溶融亜鉛めっき処理(両面60g/m2 目付)、合金化処理(板温度600℃)を行った。この試料で、前酸化とめっき濡れ性の関係を調査した。
【0018】
めっき濡れ性の指標にはFe2 O3 量、拡散Fe量およびめっき濡れ性外観を用いた。これは、Fe2 O3 量が多いほど前酸化での母材の酸化が進展したことを示し、生成した酸化鉄は還元性雰囲気の焼鈍過程で還元鉄となって、還元鉄量が多い程めっきの濡れ性が向上するためである。逆に、母材のSi濃度が高いときまたは母材表面にSiO2 が濃化していると、前酸化処理を行っても母材の酸化が進展せず、その後の還元焼鈍によっても還元鉄が生成しないためめっきの濡れ性が低下する。また、めっき皮膜中に拡散した拡散Fe量を測定するのは、めっきの濡れ性が大きいほど、前記拡散Fe量が大きくなるからである。
【0019】
Fe2 O3 量は前酸化で生成した酸化スケールについてX線回折線強度(CPS)で評価し、Fe拡散量は原子吸光法で分析して得られためっき皮膜中のFe量とした。めっきの濡れ性外観はめっき表面を目視にて判定した。
【0020】
図1は前酸化温度とめっきの濡れ性指標の関係を示すグラフである。同図に示すように、前酸化温度の上昇とともにFe拡散量が増え、めっきの濡れ性が改善されていることがわかる。
【0021】
冷却速度条件の調査では、溶融亜鉛めっきシミユレータで前酸化し(600℃、酸素濃度50ppm)、焼鈍し(840℃×15s)、各種の冷却速度で冷却し、低温保持(420℃×40s)した後、溶融亜鉛めっき処理(両面60g/m2 目付)、合金化処理(540℃)を行った。この試料で、冷却速度とJIS5号引張試験によるYS、TS、Elを測定し、さらに試験片の厚さの1/4を化学研磨後、X線回折により残留オーステナイト量を調査した。
【0022】
低温保持時間の影響調査では、溶融亜鉛めっきシミユレータで前酸化し(600℃、酸素濃度50ppm)、焼鈍し(840℃×15s)、3℃/sで420℃まで冷却し、420℃での保持時間を変化させた後、溶融亜鉛めっき処理し(両面60g/m2 目付)、合金化処理(530℃)を行い、保持時間とYS、TS、El、残留オーステナイト量の関係を調査した。
【0023】
合金化処理条件の影響調査では、溶融亜鉛めっきシミユレータで前酸化(600℃、酸素濃度50ppm)、焼鈍(840℃×15s)、5℃/sで470℃まで冷却し、低温保持(470℃×40s)した後、溶融亜鉛めっき処理(両面60g/m2 目付)、合金化処理(480〜640℃)の順で行い、合金化処理温度とYS、TS、El、残留オーステナイト量の関係を調査した。
【0024】
図2は冷却速度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
図3は低温保持時間と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【0025】
図4は合金化処理温度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
図2〜4に示すように、冷却速度が3℃/s以上、低温保持時間が20s以上、合金化処理温度が600℃以下のものが残留オーステナイト量で5体積%以上を示しElについても優れた特性を示している。
【0026】
次に、熱延ベースのめっき鋼板について冷延ベースと同様に予備試験を行った。
冷延ベースの場合と同様に表1に示す鋼成分Aのスラブを製造し、加熱炉で1240℃まで加熱し、粗圧延温度1080℃、仕上げ圧延温度890℃で熱間圧延を完了させ、580℃で巻き取り、2.0mm厚の熱延コイルを得た。
この熱延コイルを酸洗後2分割し、1本はそのまま、他の1本は研削ラインのブラシロールにて3g/m2 の表面研削を行った。
【0027】
次にこれら熱延コイルからサンプルを採取し、冷延ベースの場合と同様に、実験室での溶融亜鉛めっきシミュレータでめっき濡れ性に及ぼす前酸化条件の影響、引張特性、残留オーステナイト量に及ぼす熱処理条件と合金化処理条件の影響調査を行った。
【0028】
前酸化条件の影響調査では、溶融亜鉛めっきシミュレータにて前酸化し(450〜800℃、酸素濃度50ppm)、焼鈍し(840℃×15s)、次いで5℃/sで470℃まで冷却し、低温保持し(470℃×40s)、その後溶融亜鉛めっき処理(両面60g/m2 目付)を行い、合金化処理(600℃)を行った。この試料で、前酸化とめっき濡れ性指標との関係を調査した。めっき濡れ性指標(Fe2 O3 量、拡散Fe量、めっき濡れ性外観)の測定方法は冷延ベースの場合と同じである。
【0029】
図5は熱延鋼板に合金化溶融亜鉛めっきをした場合の、前酸化温度とめっきの濡れ性指標の関係を示すグラフである。同図に示すように、前酸化温度の上昇とともにFe拡散量が増え、めっきの濡れ性が改善されていることがわかる。
【0030】
一方、表面をブラシ研削していない試料は酸化鉄量およびFe拡散量とも少なく、濡れ性も不芳である。
冷却速度条件の影響、低温保持時間の影響、合金化処理条件の影響についても、冷延ベースの場合と同じ条件の試験および調査を行った。
【0031】
図6は冷却速度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
図7は低温保持時間と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【0032】
図8は合金化処理温度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
図6〜8に示すように、冷却速度が3℃/s以上、低温保持時間が20s以上、合金化処理温度が600℃以下のものが残留オーステナイト量で5体積%以上を示しElについても優れた特性を示している。
【0033】
以上の冷延ベースおよび熱延ベースの予備試験の結果、以下の知見を得た。
まず、冷延ベースの場合、めっきの濡れ性改善と残留オーステナイト量の確保は、連続溶融亜鉛めっきラインでの前酸化条件、焼鈍条件、冷却保持条件、および合金化溶融亜鉛めっきの合金化処理条件の制御で可能とであることがわかった。
【0034】
また、熱延ベースの場合、鋼板表面は焼鈍された状態にあり、加工ひずみが蓄積された状態ではない。従って、前酸化処理を行っても母材表面の酸化が十分行われず、その後の還元雰囲気中焼鈍でめっき濡れ性を支配する還元Feの生成が十分行われないため、冷延鋼板と比較して溶融亜鉛めっきの濡れ性が劣ることがわかった。これに対して熱延鋼板に何らかの表面ひずみを付与すれば、表面が活性化し、前酸化処理での酸化鉄生成と、還元雰囲気焼鈍での還元鉄の生成が十分行われるため濡れ性が改善されることがわかった。
【0035】
加工ひずみを付与する方法として、発明者らは熱延鋼板を上記のようにブラシ研削する方法のほか、ショットブラストを施す方法および軽圧下する方法を検討し、これらの処理によって軽度の表面ひずみを与えてやれば前記の濡れ性改善効果があるという知見を得た。
【0036】
製造可能範囲拡大のための熱間変形抵抗低下は、熱間圧延の仕上げ温度の高温化で可能であることを見いだした。連続溶融亜鉛めっきライン以後は冷延鋼板と同様の製造条件でよいこともわかった。
【0037】
上記の知見に基づいて、本発明の要旨は、次の(1) 〜(6) の高延性高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法にある。
【0038】
(1) 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0039】
(2) 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、さらに600℃以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0040】
(3) 前記(1) または(2) 項に記載の冷延鋼板が、さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:0.05%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05%以下およびB:0.003%以下からなる群から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0041】
(4) 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理および少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0042】
(5) 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理および少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、さらに600℃以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0043】
(6) 前記(4) または(5) 項に記載の熱延鋼板が、さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:0.05%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05%以下およびB:0.003%以下からなる群から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【0044】
【発明の実施の形態】
本発明における化学組成の限定理由について説明する。以下の説明において、組成%は重量%とする。
【0045】
C:
Cは鋼の強化元素であるとともに、本発明の方法により製造される鋼の特徴である変態誘起塑性による延性の向上に必要な残留オーステナイトの生成量、安定性に大きく影響を与える。Cはオーステナイト安定化元素で2相域生成時またはベイナイト変態時にフェライト中からオーステナイト中に濃化し、オーステナイトの化学的安定度を向上させるために、室温でオーステナイトを残留させる効果を有する。
【0046】
Cが0.06%未満においては5体積%以上の残留オーステナイトを確保することが困難である。また、0.25%を超えると溶接性の劣化や過剰な強度上昇を招く。したがってCの含有量は、0.06〜0.25%とする。好ましくは0.10〜0.20%である。
【0047】
Si:
Siはセメンタイトに固溶せず、その析出を抑制するためにオーステナイトからの変態を遅れさせ、オーステナイト中へのC濃化を促進させる。これにより残留オーステナイトの安定度が増すため、室温においても変態誘起塑性を示す残留オーステナイトを生成させる効果がある。ただし、同様の効果はAlで得られるし、Siはめっきの濡れ性に悪影響をもたらすので特に下限規制はしない。Si量が1.0%を超えると表層にSi酸化物が形成され、強く前酸化を行っても酸化鉄の生成が抑制されるため、めっきの濡れ性が改善されず、合金化溶融亜鉛めっき化が不可能となる。従って上限を1.0%とする。好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.3%以下である。
【0048】
Mn:
Mnはオーステナイト安定化元素であるとともに、冷却する途上でオーステナイトがパーライトに変態するのを防ぐ。0.5%未満ではパーライトへの変態を抑制することが困難である。
【0049】
また、3.0%を超えると鋼板の焼き入れ性を高めるため、強度が過度に上昇し、延性の劣化を招く。
したがって、Mnの含有量は、0.5〜3.0%とする。好ましくは1.0〜2.0%である。
【0050】
P:
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合、P量が高いと合金化処理性が劣化し合金化温度の高温化が必要になる。合金化温度が高くなると上述したように残留オーステナイトが消失し高延性を示さなくなる。したがって、合金化処理性を劣化させない程度にする必要があり、Pの含有量は0.03%以下とする。合金化処理を行わない溶融亜鉛めっきの場合でもP量が高いと延性が低下するため、同様に0.03%以下とする。いずれの場合も好ましくは0.02%以下である。
【0051】
S:
S量の増加に伴いA系介在物が多数生成するために穴広げ性の劣化をもたらす。冷延ベースの場合、穴広げ性確保のため、S量は0.030%以下とする。好ましくは0.010%以下である。
【0052】
熱延ベースの場合、自動車用に使用される板厚は冷延鋼板より厚く、伸び−フランジ性が要求される部品への適用が多いため、S系介在物は冷延ベースの場合より厳しく上限管理する必要があるため、S量は0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。
【0053】
Ti:
Tiは鋳込み時の表面割れの原因であるAlN生成を抑制し、NをTiNとして析出固定する。Ti%が(48/14)N%のときは、NをTiNとして完全に固定することができず、スラブ表面割れの要因となるAlNが生成する。
【0054】
また、Ti>(48/14)N+(48/32)S+0.010またはTi>0.080%においては、TiCの生成量が増大し析出強化による過度の強度上昇、ならびにオーステナイト中に濃化するC量の絶対量が低下し、C濃化によるオーステナイトの化学的安定への効果が少なくなるため、残留オーステナイト生成量が減り延性が劣化する。
【0055】
また、Ti量が0.003%の時に、(48/14)N≦Tiを満たすには、N量を0.0009%未満にする必要があり、現状の量産製鋼法では達成困難なレベルである。したがって、Ti含有量は0.003〜0.080%の範囲とし、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/32)S+(48/14)N+0.010の条件を満たすようにする。
【0056】
Al:
AlはSiと同様、室温で安定な残留オーステナイトの生成に必要な元素である。Alもセメンタイトに固溶せず、350〜600℃に等温保持してベイナイト変態させる時にセメンタイトの析出を抑制し、変態を遅らせる。また、Siよりもフェライト形成能が強く、フェライト変態開始は早くなる。そのため、短時間の等温保持においても2相域共存温度での焼鈍時にオーステナイト中にCが濃化され、オーステナイトの化学的安定が図れ、結果として生成したオーステナイトのC濃度は高く、生成する残留オーステナイト量は多くなり、高歪域において高い加工硬化特性を示し高延性を示す。
【0057】
また、合金化溶融亜鉛めっき化を目的としてSi量の低減が必要となり、Siを低下させるとセメンタイトが生成しやすくなる。そこで、Siを低下させるかわりにAl含有量を増大させ、Si低下分によるセメンタイト生成能の増大を抑制する必要がある。
【0058】
Siを1.0%以下とする条件のもとでは、Alを0.4%以上としなければセメンタイトの生成能の増大を抑制することができない。しかし、2.5%を超えて含有させると、冷延ベースの場合は酸洗ラインの通板時に用いられるフラッシュバット溶接性の劣化、および冷延ベース、熱延ベースともにコスト上昇を招き、その割には効果があがらない。したがってAlの含有量は、0.4〜2.5%とする。好ましくは0.6〜2.0%である。
【0059】
N:
Nを多量に含有させるとAlNの生成量に大きく影響をおよぼす。また、本発明の主旨であるNをTiNとして固定するために必要なTiの量が増大するためその上限を0.01%とする。好ましくは0.005%以下である。
【0060】
以上が本発明の方法における化学組成の主たる限定理由であるが、強度確保、細粒化、耐食性向上を目的として特性を劣化させない範囲でNi、Cr、Mo、Cu、Nb、V、Zr、Bの1種または2種以上を含有させてもよい。
【0061】
Ni:
NiもMnと同様オーステナイトを安定化させる元素である。しかし、多量に含有させるとコスト上昇ならびに過度の強度上昇を招くためにその上限を0.1%とする。
【0062】
Cr:
Crは、Mnと同様にオーステナイトを安定にする作用を有する元素である。1.0%を超えて含有させるとコスト上昇を招くほか、焼き入れ性を不必要に高め、過度の強度上昇を招く。したがってCrの含有量の上限を1.0%とする。
Mo:
MoもSi、Alと同様炭化物の生成を抑制する働きがあることからオーステナイト残留効果をもたらす元素であり、炭化物の生成の抑制ならびにマルテンサイト変態温度の低温化を図り、残留オーステナイトを安定させる。しかし、0.6%を超えてに多量に含有させるとコスト上昇を招くほか、焼き入れ性を不必要に高め、過度の強度上昇を生じる。したがって、その上限を0.6%とする。
【0063】
Cu:
Cuは、片面めっきを想定した場合の裸耐食性、あるいは溶接部等めっき脱落部での耐食性を向上させる目的で含有させてもよい。しかし、1.0%を超えて含有させるとスラブでのCuチェッキングのために熱間加工性の劣化を招き表面疵の原因となる。これを抑制するためにNiとの複合添加が必須となってくる。従って、その上限を1.0%とする。
【0064】
Nb:
Nbは適度にオーステナイトのパーライト変態を抑制し、残留オーステナイトを得るための冷却速度制約条件を緩和する。しかし、0.05%を超えて含有させても効果は飽和し、経済的にも不利となる。したがって上限を0.05%とする。
【0065】
V:
Vは残留オーステナイトを安定化させる効果がある。しかし、0.08%を超えて多量に含有させるとコスト上昇ならびに焼き入れ性を高めるため過度の強度上昇を生じる。したがって、その上限を0.08%とする。
【0066】
Zr:
Zrは、介在物の形状を調整し冷間加工性を改善する作用を有している。しかし、0.05%を超えて含有させるとかえって加工性の劣化を招くため、上限を0.05%とする。
【0067】
B:
Bは、粒界を強化し耐2次加工脆性を上昇させる。しかし、0.003%超えて含有させても効果は飽和する。したがって、その上限を0.003%とする。
【0068】
次に、本発明の製造工程および製造条件について説明する。
本発明の製造方法による高張力高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するにあたっては、冷延ベースのめっき鋼板でも熱延ベースでも、常法に従い本発明の化学組成の鋼材を転炉などで溶製し、連続鋳造でスラブとした後、好ましくは下記条件での熱間圧延を行う。
【0069】
熱間圧延条件:
本発明の鋼板は、残留オーステナイトを確保するための、Alを多量に含有し、Siを最大1%含有することもあるので熱間圧延時の変形抵抗が高い。したがって、冷延ベースのめっき鋼板素材としては、熱間変形抵抗を低下させるために加熱温度は1220℃以上とし、熱間圧延の仕上げ温度920℃以上での高温仕上げ圧延を行うのが望ましい。熱延ベースの場合も同様の理由で高温仕上げが望ましいが、通常、熱延ベースで製品とする場合は熱延板厚は冷延用母材を熱間圧延するときより薄いため、熱間圧延仕上げ温度を870℃以上を許容範囲とするのが望ましい。
【0070】
冷延ベース、熱延ベースとも、熱間圧延仕上げ温度の上限は特に定めないが、加熱炉のエネルギーコスト等を考慮して、970℃以下とするのが好ましい。
【0071】
冷延ベースの場合、上記にて得られた熱間圧延鋼板を常法に従い、酸洗、冷間圧延を行う。冷間圧延時の通板性を確保するため冷間圧延率(以下、冷圧率という)は45%以上とするのが望ましい。
【0072】
熱延ベースの場合、前述のように熱延のままではめっき濡れ性に劣るため鋼板表面に加工ひずみを与える。加工ひずみに付与方法としては、ブラシ研削法、ショットブラスト法、軽圧下法、レベラー法等があげられる。
【0073】
ブラシ研削は熱延鋼板を酸洗した後に行うが、表面ひずみ付与効果とともに、酸洗によっても除去しきれない表面のSi系酸化物を除去する効果がある。ブラシ研削は常法の研削ブラシロールを用いるのが好適である。ひずみ蓄積を確実にするため、ブラシ研削量は2g/m2 以上とするのが望ましい。一方10g/m2 を超えて研削しても効果は飽和する。
【0074】
ショットブラスト法も熱延鋼板を酸洗した後に行い、表面ひずみ付与効果とともにSi系酸化物除去効果がある。処理の程度は、目視で均一に処理されていればよい。
【0075】
軽圧下法はスキンパスミル等により圧下を行う方法であるが、この処理は酸洗前、酸洗後のいずれでもよい。圧下率は3%以上とするのが望ましい。
レベラー法も酸洗前、酸洗後のいずれで行ってもよい。表面ひずみ率として3%以上を与えるのが望ましい。
【0076】
本発明の方法の実施にあたっては、冷間圧延後の冷延鋼板、または脱スケール処理と加工ひずみ付与処理した熱延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインを用いて前酸化、焼鈍、冷却、溶融亜鉛めっきを行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合はさらに合金化処理を行うのが好適である。
本発明の方法において亜鉛浴への浸漬処理自体に制限はなく、慣用のものをそのまま使えばよい。
【0077】
残留オーステナイト量の確保と溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を両立させるために、(a) 前酸化条件、(b) 焼鈍条件、(c) 冷却保持条件、(d) 合金化処理条件(合金化溶融亜鉛めっきの場合)を次のように制御する。
【0078】
(a) 前酸化条件:
通常は連続溶融亜鉛めっきラインの加熱帯で行う。別の処理ラインで前酸化を実施しても構わないが、設備的にも省エネルギー的にも実用的ではない。前酸化の雰囲気は、例えば90〜93%N2 +残部H2 の無酸化雰囲気中で、若干の侵入酸素または鋼板に付着した酸素で鋼板が酸化される程度の雰囲気とするのがよい。
【0079】
Si含有鋼は、表層にSi酸化物を形成し、溶融亜鉛めっき浴に浸入するとき、および合金化処理のときに、合金相の形成に必要な還元鉄量が少なくなり、めっきの濡れ性を劣化させる。そこで、本発明ではめっきの濡れ性を確保するためにめっき処理前での還元Fe量を確保するため、前酸化をして酸化鉄を形成しておくのである。そのときの酸化鉄付着量は、通常の条件下では、約2〜4g/m2 であれば十分である。
【0080】
前酸化温度が550℃未満であれば生成される酸化鉄の必要量が確保できず、また、750℃を超える温度では酸化鉄量が多くなりすぎ、かえってめっきの密着性を劣化させる。したがって、前酸化温度を550℃〜750℃とする。
【0081】
(b) 焼鈍条件:
焼鈍処理ではフェライト+オーステナイト(2相域)に加熱しオーステナイト相中へのC濃化を図る必要がある。したがって2相域温度まで加熱する。焼鈍温度が760℃未満(Ac1変態点以上であるが)ではオーステナイト分率が少なく、生成する残留オーステナイト量も少なくなるために特性が好ましくない。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、エネルギーコストの増加をまねくという問題がある。従って、焼鈍温度は760℃〜900℃とする。
【0082】
焼鈍過程では熱延段階で生成した炭化物を再固溶させ、オーステナイト相中へのC濃化を図るため、焼鈍時間も重要である。焼鈍時間が5秒未満ではこの効果が不十分で、残留オーステナイトの安定性も悪く特性も好ましくないため、焼鈍時間は5秒以上とする。また、焼鈍時間が長時間化すると、生産性の劣化を招くため、好ましくは120秒以下とするのがよい。
【0083】
(c) 冷却保持条件:
本発明の製造方法の対象鋼種はAlを多量に含んでおり、セメンタイトの生成を抑制しているが、焼鈍後の冷却速度が3℃/s未満ではセメンタイトを生成してしまう。したがって、冷却速度は3℃/s以上とする。冷却速度の上限は特に制限する必要はないが、一般的には生産設備の制約上20℃/s以下である。
【0084】
また、冷却後の保持において、ベイナイト変態を進行させオーステナイト中へのC濃化を図る必要があるため、350℃〜600℃のベイナイト変態温度域で20秒以上保持する必要がある。しかし、その後亜鉛浴に浸入させるため、420℃未満では、亜鉛が凝固して表面性状が悪化する。従って、保持温度は420℃〜600℃の範囲とする。保持時間が20秒未満ではベイナイト変態によるオーステナイト相へのC濃化が不十分となる。保持時間の上限は特に規定せず、生産性を低下させなければ任意である。
【0085】
(d) 合金化処理条件:
合金化溶融亜鉛めっきの場合、めっき後に合金化処理を行う。残留オーステナイトは、600℃を超える温度ではセメンタイトに変態する。残留オーステナイトが消失すると所望の高延性の特性を得られない。従って、合金化処理温度は600℃以下とする。合金化処理温度の下限は特に規定しないが、一般には板温度で480℃以上である。
【0086】
【実施例】
(実施例1)
冷延ベースの合金化溶融亜鉛めっき鋼板について調査した。表1に示すA〜Oの鋼種について前記の予備試験とおなじ熱間圧延条件、冷間圧延条件で冷延鋼板を製造し、連続溶融亜鉛めっきライン(板厚1.6mm、両面60g/m2 目付)に通板し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、各種試験を行った。試験結果を表2に示す。
【0087】
なお、溶融亜鉛めっき鋼板は合金化処理を行わないため、めっき付着性、残留オーステナイト、各種特性は合金化処理したものに劣ることはないものとみなし、試験は行わなかった。
【0088】
表2に記載の引張試験、残留オーステナイト量(残留γ量)の調査は前記予備試験と同様であり、穴広げ性は打ち抜きクリアランスを12%として、直径10mmの打ち抜き穴を形成し、60゜円錐パンチで成形した際の穴広げ率で評価した。
【0089】
めっきの密着性は以下の方法で調査したパウダリング性で評価した。すなわち、めっき鋼板を絞り比1.8で円筒成形後テープ剥離を行い、テープに付着しためっきの付着量を重量法にて測定した。
めっきの濡れ性ならびに合金化処理性は、目視により判定した。これらの結果を表2に示す。
【0090】
【表2】
【0091】
表2に示すように、試料No.1は、成分が本発明範囲内であるが前酸化の温度が低いために濡れ性が不芳であった。
また、No.4は合金化処理温度が高い、No.5は焼鈍温度が低い、No.6は低温保持温度が高い、とそれぞれ本発明の範囲外の条件になっているため引張特性も不芳で残留オーステナイト量も少なかった。
【0092】
No.3は、前酸化温度が高すぎるために引張特性は良好であるが、パウダリング性が不芳であった。
No.2およびNo.7〜No.12は、鋼の成分および焼鈍ないしめっきの製造条件が本発明範囲にあるため、めっき性濡れ性、合金化処理性、機械的特性とも良好な性能を示している。試験No.2、7および8は穴広げ性についての試験を行い、良好な結果が得られた。
【0093】
No.13〜No.17は、それぞれ成分範囲が本発明の規定外のため未処理(合金化処理が未処理のまま)、はじき、疵多発および残留オーステナイト量が5体積%以下となった。
【0094】
またNo.18は、S量が高いためにNo.2、No.7、No.8に比べて穴広げ性が不芳な結果となっている。
No.19はTi量が(48/14)Nを下回っており、スラブ表面割れが発生していた。No.20はTi量が(48/14)N+(48/32)S+0.010の値を上回っており、残留オーステナイト生成量が減り延性が低下していた。
【0095】
(実施例2)
次に、熱延ベースについて調査した。表1に示すA〜Mの鋼種について、前記の予備試験と同じ熱間圧延条件で熱延鋼板を製造し、酸洗、ブラシ研削処理後、連続溶融亜鉛めっきライン(板厚2.0mm、両面60g/m2 目付)に通板し、各種特性について調査した。結果を表3に示す。
【0096】
同表に記載の引張試験、残留オーステナイト量、穴広げ性試験条件、めっきの密着性、めっきの濡れ性ならびに合金化処理性の測定方法、評価方法は表2の冷延ベースの場合と同じである。結果を表3にまとめて示す。
【0097】
【表3】
【0098】
表3に示すように、試料No.1は、成分が本発明範囲内であるが前酸化の温度が低いために濡れ性が不芳であった。
また、No.4は合金化処理温度が高い、No.5は焼鈍温度が低い、No.6は低温保持温度が高い、とそれぞれ本発明の範囲外の条件になっているため引張特性も不芳で残留オーステナイト量も少なかった。
【0099】
No.3は、前酸化温度が高すぎるために引張特性は良好であるが、パウダリング性が不芳であった。
No.2およびNo.7〜No.12は、鋼の成分および焼鈍ないしめっきの製造条件が本発明範囲にあるため、めっき性濡れ性、合金化処理性、機械的特性とも良好な性能を示している。試験No.2、7および8は穴広げ性についての試験を行い、No.2、7、8良好な結果が得られた。
【0100】
No.13〜No.17は、それぞれ成分範囲が本発明外のため合金化未処理、はじき、疵多発および残留オーステナイト量が5体積%以下となっている。
またNo.18は、S量が高いためにNo.2、No.7、No.8に比べて穴広げ性が不芳な結果となっている。
【0101】
【発明の効果】
本発明の製造方法によれば、冷延鋼板または熱延鋼板のいずれを母材としても、成形性とめっき性に優れた高張力高延性合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定的に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】冷延鋼板の場合の前酸化温度とめっきの濡れ性指標の関係を示すグラフである。
【図2】冷延鋼板の場合の冷却速度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【図3】冷延鋼板の場合の低温保持時間と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【図4】冷延鋼板の場合の合金化処理温度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【図5】熱延鋼板の場合の前酸化温度とめっきの濡れ性指標の関係を示すグラフである。
【図6】熱延鋼板の場合の冷却速度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【図7】熱延鋼板の場合の低温保持時間と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
【図8】熱延鋼板の場合の合金化処理温度と引張特性、残留オーステナイト量の関係を示すグラフである。
Claims (6)
- 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.030%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する冷延鋼板に、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、さらに600℃以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項1または2に記載の冷延鋼板が、さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:0.05%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05%以下およびB:0.003%以下からなる群から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理および少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施して、溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 化学組成が重量%で、C:0.06〜0.25%、Si:1.0%以下、Mn:0.5〜3.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.4〜2.5%、Ti:0.003〜0.080%、N:0.010%以下で、かつ(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.010の条件を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する熱延鋼板に、スケール除去処理および少なくともその表面へのひずみ付与加工を行い、板温度550〜750℃で前酸化を行い、760〜900℃の2相域温度で5秒以上保持して焼鈍を行い、次いで3℃/s以上の冷却速度で420〜600℃の温度域まで冷却し、この温度域で20秒以上保持する冷却保持を行い、溶融亜鉛浴に浸入させてめっきを施し、さらに600℃以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項4または5に記載の熱延鋼板が、さらに、Ni:0.1%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.6%以下、Cu:1.0%以下、Nb:0.05%以下、V:0.08%以下、Zr:0.05%以下およびB:0.003%以下からなる群から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008133062A1 (ja) | 2007-04-13 | 2008-11-06 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2010126161A1 (ja) | 2009-04-28 | 2010-11-04 | Jfeスチール株式会社 | 加工性、溶接性および疲労特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 |
WO2011152017A1 (ja) | 2010-05-31 | 2011-12-08 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ性および溶接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 |
US10858717B2 (en) | 2015-08-11 | 2020-12-08 | Jfe Steel Corporation | Material for high strength steel sheets, hot rolled material for high strength steel sheets, hot-rolled and annealed material for high strength steel sheets, high strength steel sheet, high strength hot-dip-coated steel sheet, high strength electroplated steel sheet, and method of manufacturing same |
Families Citing this family (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4552310B2 (ja) * | 1999-11-08 | 2010-09-29 | Jfeスチール株式会社 | 強度−延性バランスとめっき密着性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP4085583B2 (ja) * | 2001-02-27 | 2008-05-14 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 |
JP5250939B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2013-07-31 | Jfeスチール株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP5250938B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2013-07-31 | Jfeスチール株式会社 | 延性に優れる低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP5586007B2 (ja) * | 2007-02-23 | 2014-09-10 | タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ | 冷間圧延されかつ連続的に焼きなましされた高強度鋼ストリップ及び該鋼の製造方法 |
WO2008135445A1 (en) * | 2007-05-02 | 2008-11-13 | Corus Staal B.V. | Method for hot dip galvanising of ahss or uhss strip material, and such material |
JP5211657B2 (ja) * | 2007-11-29 | 2013-06-12 | Jfeスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP6113539B2 (ja) * | 2013-03-18 | 2017-04-12 | 日新製鋼株式会社 | めっき鋼板の製造方法 |
AU2013205082B2 (en) * | 2013-04-13 | 2017-04-27 | Infrabuild Construction Solutions Pty Ltd | Steel product and method of producing the product |
CN103993228B (zh) * | 2014-05-19 | 2016-05-18 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法 |
CN106244917A (zh) * | 2016-07-28 | 2016-12-21 | 江苏昌悦重工科技有限公司 | 光伏集成一体箱 |
JP6848939B2 (ja) * | 2018-08-03 | 2021-03-24 | Jfeスチール株式会社 | 溶融めっき熱延鋼板の製造方法及び溶融めっき熱延鋼板、並びに溶融めっき処理用熱延鋼板の製造方法及び溶融めっき処理用熱延鋼板 |
WO2020058748A1 (en) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
KR20220149782A (ko) * | 2020-04-07 | 2022-11-08 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 슬래브 및 그 연속 주조 방법 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3350944B2 (ja) * | 1991-12-21 | 2002-11-25 | 住友金属工業株式会社 | 延性,耐食性の優れた高張力冷延薄鋼板と製造法 |
JP2738209B2 (ja) * | 1992-03-02 | 1998-04-08 | 日本鋼管株式会社 | めっき密着性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板 |
JP2962038B2 (ja) * | 1992-03-25 | 1999-10-12 | 住友金属工業株式会社 | 高張力薄鋼板とその製造方法 |
JP2725550B2 (ja) * | 1993-03-05 | 1998-03-11 | 住友金属工業株式会社 | 熱延合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造法 |
JP3498504B2 (ja) * | 1996-10-23 | 2004-02-16 | 住友金属工業株式会社 | 高延性型高張力冷延鋼板と亜鉛メッキ鋼板 |
-
1998
- 1998-12-03 JP JP34455398A patent/JP3596316B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008133062A1 (ja) | 2007-04-13 | 2008-11-06 | Jfe Steel Corporation | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
US8389128B2 (en) | 2007-04-13 | 2013-03-05 | Jfe Steel Corporation | High tensile-strength galvanized steel sheet and process for manufacturing high tensile-strength galvanized steel sheet |
WO2010126161A1 (ja) | 2009-04-28 | 2010-11-04 | Jfeスチール株式会社 | 加工性、溶接性および疲労特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 |
US8828557B2 (en) | 2009-04-28 | 2014-09-09 | Jfe Steel Corporation | High strength galvanized steel sheet having excellent formability, weldability, and fatigue properties and method for manufacturing the same |
WO2011152017A1 (ja) | 2010-05-31 | 2011-12-08 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ性および溶接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 |
US10196727B2 (en) | 2010-05-31 | 2019-02-05 | Jfe Steel Corporation | High strength galvanized steel sheet having excellent bendability and weldability, and method of manufacturing the same |
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