JP4044795B2

JP4044795B2 - 表面性状とプレス成形性に優れた高強度鋼板および高強度めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法

Info

Publication number: JP4044795B2
Application number: JP2002190470A
Authority: JP
Inventors: 良久高田; 英邦村上; 和久楠見; 正芳末廣
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-06-28
Filing date: 2002-06-28
Publication date: 2008-02-06
Anticipated expiration: 2022-06-28
Also published as: JP2004035906A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、深絞り成形性と張り出し成形性を兼ね備えた高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、成形性に加え良好な表面外観を有し、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等自動車外板パネルや家庭電器用品、建築物などに利用されるものである。また、本発明による高強度鋼板は表面処理を施さない状態の高強度鋼板と、防錆のために表面処理を施した高強度めっき鋼板を含むものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の高強度軽量化のニーズを受けて、自動車の外板等に適用されるめっき鋼板には、強度、成形性、表面性状などの特性が求められている。成形性に対しては伸びと同様にｒ値が重要である。近年は高強度鋼板に対しても成形性向上の要求が高く、１．８以上のｒ値が求められている。高いｒ値を得るためには、Ｃ濃度約３０ppm 以下の極炭素鋼をベースとしてＴｉ，Ｎｂなどの炭窒化物生成元素を添加することが有効であり、一般的にＩＦ鋼として広く用いられている。
【０００３】
しかし、このＩＦ鋼は結晶粒径が粗大になりやすく、さらにｒ値を向上させるため、焼鈍温度を高温とした場合、プレス後に肌荒れが発生し、表面性状が劣化することが生じていた。また、熱延鋼板微細化に適した鋼材組成の検討が不十分なこともあって、冷延、焼鈍後のｒ値の改善は難しかった。
【０００４】
一方、高強度化のため、この鋼をベースとしてＭｎ，Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼が開発されている。しかし、固溶強化元素は一般に高価であり、鋼板のコストアップを招くため、特開平１０−４６２８９号公報、特開平５−１９５０８０号公報等で、固溶強化元素を削減する目的で、Ｃを極低炭素鋼としてはやや高目の３０〜１００ppm 添加し、ＴｉＣで析出強化する技術が提案されている。
【０００５】
ＴｉＣは析出硬化に寄与はするものの、Ａ₃ 点以上の高温で生成するため析出物のサイズが大きく、熱延板組織の微細化、冷延板組織の微細化、析出強化への寄与は小さい。また、Ｔｉ，Ｎｂを複合添加すると冷却中にＣがＴｉＣとして高温で先に析出してしまうため、ＮｂＣ微細析出物は生成しない。従って、Ｎｂを単独添加した場合に特有のＮｂＣの微細な析出の効果による表面性状とプレス成形性に優れた鋼板は製造できなかった。さらに、鋼中にＴｉを含有すると、鋼板表面に筋状のめっきムラが発生するため、自動車外板用として適当でないという問題があった。
【０００６】
上述の問題を解決するための方法として、特開２０００−３０３１４５号公報、特開２００１−１３１６８１号公報などでは、Ｃをやや高めの３０〜１００ppm 添加し、ＮｂＣで析出強化する技術を提案している。ＮｂＣは極めて微細に析出させることが出来るため、大きな析出強化の効果が得られ、Ｍｎ、Ｐ，Ｓｉなどの固溶元素の多量の添加を必要とせずに高強度化できる。そのため、固溶元素によるめっき表面の色ムラが軽減し、表面性状が良好となるというものである。安価で鋼板の強化と成形性の確保に有効なＳｉを添加しないため、良好な特性を得るための製造時の制約が大きくなり、その結果鋼板製造時のコストアップを招くという問題がある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、製造時のコストが安価で、強度、成形性および表面性状の全てを十分満足する高強度鋼板はこれまでは得られていない。本発明は、上述した従来技術の問題点に着目してなされたのであって、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等自動車外板パネルや家庭電器用品、建築物などに利用できる、安価で強度と成形性の確保に有効なＳｉを含有しながら表面性状の良好な高強度鋼板および高強度めっき鋼板を得ることにある。
【０００８】
【発明を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明者らは鋼組成、製造条件について検討を行い、Ｓｉに加えＮｉ，Ｃｕのバランスを最適にした場合、表面性状を悪化させるＳｉの鋼板表面への濃化が著しく抑えられる結果、良好な表面性状を確保できることを見出した。これに、ＣとＮｂのバランスを最適化することで成形性の良好な高強度鋼板を製造できることを見出し本発明を完成させたものであり、その趣旨とするところは以下の通りである。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃ：０．００５５〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．１０〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｐ：０．０１〜０．１０％、
Ｓ：０．０２％以下、
ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、
Ｃｒ：１．０％以下、
を含有し、かつ、ＳｉとＮｉ，Ｃｕの関係が、
Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）≧２／５Ｓｉ（％）
を満足し、かつ、
Ｃ（％）−１２／９３Ｎｂ（％）≦０
を満足し、更にＴｉ：０．０３％以下を含有し、かつ、ＴｉとＳ，Ｎの関係が、
Ｓ（％）−３２／４８Ｔｉ（％）≦０
Ｎ（％）−１４／４８Ｔｉ（％）≦０
を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度鋼板。
【００１０】
（２）前記（１）に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度めっき鋼板。
【００１１】
（３）前記（１）に記載の高強度鋼板の表面にＡｌ系めっき皮膜を有することを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度めっき鋼板。
【００１２】
（４）前記（１）に記載の成分組成を満足するスラブを１０５０℃以上で４５分以上均熱後、熱間圧延を行い、５５０℃〜７５０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０℃以上で２０秒以上の焼鈍を施こすことを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１３】
（５）前記（１）に記載の成分組成を満足するスラブを１０５０℃以上で４５分以上均熱後、熱間圧延を行い、５５０℃〜７５０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０℃以上で２０秒以上の焼鈍後、亜鉛系またはＡｌ系の溶融めっきを施すことを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明における鋼板成分とその含有量は、表面性状と成形性に優れた高強度鋼板或いは高強度めっき鋼板を提供するためであり、以下に詳細にそれ等の限定理由を説明する。
【００１５】
ＣはＮｂと結合し、ＮｂＣの微細炭化物を形成させる。Ｃ濃度を適正化することは微細なＮｂＣを適当な体積率で析出させるため必須であり、Ｃ濃度の抑制は本発明の最も重要な構成要件のひとつである。微細に析出したＮｂＣは熱延板結晶粒径を微細化し、成形性を向上させる効果がある。上記効果を得るためにはＣ濃度を０．００５５％以上にする必要がある。また、Ｃ量が０．０１５％を超えるとＮｂＣが過剰に生成さうるため成形性が悪化する。成形性を向上させるにはＣ量が０．０１０％以下であることが望ましい。
【００１６】
Ｓｉは本発明の最も重要な元素である。Ｓｉは低コストで高強度化すると同時に成形性を向上させる働きを有するが、焼鈍時にＳｉが表面濃化し表面性状が劣化するという問題がある。本発明者らはこの相反する問題を解決するために鋼中にＮｉ，Ｃｕを添加することで焼鈍時のＳｉ表面濃化を抑制できることを見出した。これは、鋼中のＮｉ，ＣｕがＳｉの表面拡散に何らかの影響を与えるためと考えている。Ｓｉの高強度化と成形性向上にはＳｉを０．１％以上にする必要がある。Ｓｉの表面濃化を抑制するためにはＳｉとＮｉ，Ｃｕの間で「Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）≧２／５Ｓｉ（％）」にすることで表面性状改善効果が現れる。また、Ｓｉを１％以上添加するとＮｉ，Ｃｕ添加による表面性状改善効果が失われる。ＳｉとＮｉ，Ｃｕによる表面性状改善効果を発揮するには、Ｓｉ濃度が０．６％以下で「Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）≧１／２Ｓｉ＋０．１（％）」にすることが望ましい。
【００１７】
Ｍｎは固溶強化により高強度化し、Ｓに起因した表面疵を抑制するため添加する。０．１％以下では疵発生が顕著となり、１．５％超えでは伸びを劣化させるので０．１〜１．５％とする。表面性状をさらに良好にするためにはＭｎを０．８％以下とすることが望ましい。
【００１８】
Ｐは固溶強化により高強度化するため、０．０１％以上の添加が不可欠である。一方、０．１０％を超えるとスラブ中心偏析によりスラブ割れが発生する可能性が生じるため、０．０１〜０．１０％とする。
【００１９】
Ｓは鋼中不純物として存在するが、板表面外観を著しく劣化するため０．０２％以下とする。
【００２０】
Ａｌは脱酸のため、添加する。ｓｏｌ．Ａｌが０．０１％未満では脱酸が十分でなく、０．１％を超えるとＡｌの固溶強化で鋼板が強化し延性が低下するため、０．０１〜０．１％とする。
【００２１】
ＮはＦｅ中に固溶し、過剰に含有するとストレッチャーストレインマークなどの表面欠陥を発生させる原因となるため、０．０１００％以下とする。
【００２２】
ＮｂはＣと結合してＮｂＣの微細析出物を生成し、これにより組織を微細化し、成形性を向上させる。０．０３％未満ではＮｂＣの析出量が不足し、析出物生成の効果が得られず、０．１２１％を超えるとＮｂＣの体積率が高くなりすぎ強度が著しく上昇し、成形性を劣化させる。さらにＮｂ添加によるＮｂＣ析出の効果を高めるには０．０８％以上が望ましい。また、ＣとＮｂの関係が「Ｃ（％）−１２／９３Ｎｂ（％）＞０」になると固溶Ｃが残留し、成形性にストレッチャーストレインなどの表面欠陥が発生しやすい。従って、「Ｃ（％）−１２／９３Ｎｂ（％）≦０」にする必要がある。また、ＮｂＣの析出の効果を高め成形性向上には「Ｃ（％）−１２／９３Ｎｂ（％）≦−０．００３」にすることが望ましい。
【００２３】
ＮｉはＳｉによる表面濃化を抑制すると共に、固溶強化元素としても使うことができる。Ｓｉによる表面濃化抑制効果を発揮するには０．０５％以上の添加が必要である。また、Ｎｉは高コストなのでＮｉの上限を０．５％とした。
【００２４】
ＣｕはＮｉと同様に表面濃化を抑制すると共に、固溶強化元素としても使うことができる。Ｓｉによる表面濃化抑制効果を発揮するには０．０２％以上の添加が必要である。また、Ｃｕも高コストなので上限を０．５％とした。またＣｕを添加する際には熱間圧延時の表面割れを回避するためＮｉを同時に添加することが望ましく、Ｃｕ（％）＜１／２Ｎｉ（％）とすることが望ましい。
【００２５】
本発明では、上記成分の鋼にさらにＣｒを添加することで、より成形性の良好な高強度鋼板を得ることができる。Ｃｒを添加することにより熱延時の結晶粒微細化が促進される結果、成形性が向上する。この効果はＣｒ：０．１％以上で発現する。望ましくは、０．２％以上が良い。しかしながら、Ｃｒを過剰に添加するとＣｒが焼鈍時に表面に濃化する結果、表面性状が劣化するので１．０％以下にする必要がある。
【００２６】
本発明では、更に結晶粒微細化を促進させる場合、Ｔｉを０．０３％以下、かつ、ＴｉとＳ，Ｎの関係が「Ｓ（％）−３２／４８Ｔｉ（％）≦０」、「Ｎ（％）−１４／４８Ｔｉ（％）≦０」を満足するように添加することができる。Ｔｉは不純物Ｎ，ＳをＴｉＮ，ＴｉＳとして析出させて無害化させるとともに、それら析出物によって結晶粒径を微細化する効果がある。この効果は０．００５％以上で発現する。しかしながら、「Ｓ（％）−３２／４８Ｔｉ（％）≦０」、「Ｎ（％）−１４／４８Ｔｉ（％）≦０」を超えて添加すると上記効果が飽和するばかりか、ＴｉＣを析出してＣを減じるため、ＮｂＣの析出の効果を減少させ、成形性を悪化させる。そのため、Ｔｉの添加量は０．０３％以下が望ましい。
【００２７】
本発明の鋼板は以上を基本成分とするが、これらの元素およびＦｅ以外にＴａ，Ｔｅ，Ｂｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ａｕ，Ｃｄ，Ｈｇ，Ｇｅ，Ｐｂ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔｅなどその他の一般鋼に対して不可避的に混入する元素を含むものであり、これら元素を合計で０．０２％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なうものではないし、場合によっては特性が向上するときもある。
【００２８】
また、本発明の高強度鋼板に、さらに亜鉛系めっき皮膜やＡｌ系めっき皮膜を施すことにより、鋼板に耐食性を付与することができる。ここで、めっきの方法は特に限定されず、溶融めっき、電気めっき、その他種々のめっき方法を用いることができる。また、ここで、亜鉛系めっきとは純亜鉛のほかめっき層の過半数を亜鉛が含有する合金鍍金を含むものである。また、Ａｌ系めっきとは純Ａｌのほかめっき層の過半数をＡｌが含有する合金めっきを含むものである。
【００２９】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００３０】
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を満足する鋼板を鋳造凝固後スラブとし、１０５０℃以上で４５分以上均熱後、熱間圧延を行い、５５０℃〜７５０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０℃以上で２０秒以上の焼鈍を施こすことにより得られる。
【００３１】
また、本発明による高強度めっき鋼板は鋳造凝固後スラブとし、１０５０℃以上で４５分以上均熱後、熱間圧延を行い、５５０℃〜７５０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０℃以上で２０秒以上の焼鈍後に亜鉛系またはＡｌ系の溶融めっきを施すことにより得られる。
【００３２】
本発明では所定の成分を有する溶鋼を連続鋳造して鋼塊またはスラブとした後直ちに、または再加熱後、粗熱間圧延を行うのが望ましい。いずれの場合でも熱間圧延開始温度：１０５０℃以上を確保するために、上記鋼塊またはスラブを１０５０℃以上で４５分均熱するのが望ましい。１０５０℃未満の場合、変形抵抗が高く熱間圧延がしにくくなるためである。また、均熱時間が４５分未満だと加熱時のスラブ温度が不均一のため均一な特性をコイル全長にわたって得ることができにくいためである。
【００３３】
熱間圧延を行った後５５０℃〜７５０℃で巻き取る必要がある。巻き取り温度が５５０℃以下では巻き取り後ＮがＡｌＮとして析出する反応が十分に起こらず、耐時効性が不良となりストレッチャーストレインマークなどの表面欠陥を発生させる原因となる。７５０℃以上の場合、スケールが生成し、表面性状が劣化する傾向である。
【００３４】
上記熱間圧延後、脱スケールを行うが、脱スケール方法については特に規定はない。
【００３５】
冷間圧延の圧下率については、圧延率を高くするほど（１１１）集合組織が発達し深絞り性を支配するｒ値が向上するため、冷間圧延の圧下率を５０％以上とする。より優れた成形性を確保するには圧下率は６０％以上が望ましい。
【００３６】
焼鈍温度が７８０℃未満では再結晶が完了せず成形性が確保できないため、焼鈍温度は７８０℃以上とする。また、焼鈍時間も整粒を得るという観点から２０秒以上が必要である。焼鈍温度を高くするほど成形性が向上するため、８００℃以上の焼鈍温度が望ましい。しかし、焼鈍温度を高くしすぎると結晶粒が粗大化するため成形性が悪化するので９００℃以下が望ましい。本発明による高強度めっき鋼板は上述した製造条件で鋼板製造後、亜鉛系めっき、またはＡｌ系めっきを施すが、その際、焼鈍工程を兼ねて連続めっきラインを用いてめっきを行ってもよい。
【００３７】
なお、以上説明した工程における各温度は規定の範囲内であれば一定である必要はなく、その範囲内で変動したとしても最終製品の特性はなんら劣化しないし向上する場合もある。
【００３８】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分を含有する鋼を連続製造した。このスラブを１２３０℃に６０分加熱後、熱間圧延により板厚３．５mmとした。その際の捲取温度は６７０℃であった。さらに０．８０mmまで冷間圧延（冷間圧延率７７％）、連続焼鈍・連続溶融めっきラインで焼鈍を行なった。このときの焼鈍温度は８３５℃で６０秒保持した。
【００３９】
ここで、製造品種として、冷延材はそのまま連続ライン内で圧下率０．６％の調質圧延を施した。ＧＡ材は焼鈍、冷却後、溶融亜鉛めっきを施しそのまま合金化処理を行った。その後連続ライン内で圧下率０．６％の調質圧延を施した。このときの合金化温度は５００℃である。Ｚｎ材は焼鈍、冷却後、溶融亜鉛めっきを行った後に、圧下率０．６％の調質圧延を施した。Ａｌ材は焼鈍、冷却後、溶融Ａｌめっきを行った後に、圧下率０．６％の調質圧延を施した。
【００４０】
本供試材を用いて、機械的性質の測定を行った。機械的性質の測定はＪＩＳ（日本工業規格）Ｚ２２４２に準拠した引っ張り試験にて調査した。ここで、引張り試験はＬ方向より試料を採取した。平均ｒ値に付いては、Ｌ方向、Ｃ方向、Ｄ方向より試料を採取し測定した後に
平均ｒ＝（Ｌ方向ｒ値＋Ｃ方向ｒ値＋Ｄ方向ｒ値×２）／４
の関係式から求めた。ここで、Ｌ方向とは圧延方向と平行な方向、Ｃ方向とは圧延方向と垂直な方向、Ｄ方向とは圧延方向に対し４５度の方向を意味している。また、ｒ値の測定時にはめっき層の影響を除去するため塩酸によるめっき層除去後実施した。本実施例においては自動車部材などの成形部品への適用を考え、ｒ値が１．５以上のものを○、１．５以下のものを×として評価した。表面性状は鋼板表面の性状を目視により判断し、表面疵がなく良好なものを○、そうでないものを×とした。調査結果を表２に示す。
【００４１】
本発明の成分範囲内の鋼種番号７では、強度４００〜５００MPa 程度でありながら平均ｒ値が１．５以上、表面性状が良好であり、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等自動車外板パネルや家庭電器用品、建築物などに利用するのに最適である。
【００４２】
これに対し、成分範囲が本発明の範囲内を外れる鋼種番号１１〜２１では、成形性と表面性状を満足することができない。鋼１１はＣとＮｂの関係式を満たしておらず、その結果固溶Ｃが残留し成形性が不良である。鋼１２はＣ濃度が高いためＮｂＣ量が多すぎる結果成形性が悪い。鋼１３はＳｉ濃度が高すぎるため表面性状を満足することができない。鋼１４はＳｉとＮｉ，Ｃｕの関係式を満たしていないためＳｉ表面濃化を抑制することができず表面性状を満足できない。鋼１５はＭｎ濃度が高いため成形性が悪い。鋼１５はＰ濃度が高すぎるため成形性が悪い。鋼１６はＳ濃度が高すぎるため成形性が悪い。鋼１８はＮｂ濃度が低いため、鋼１９はＮｂ濃度が高いため成形性が悪い。鋼２０はＣｒ濃度が高すぎるため成形性が悪い。鋼２１はＴｉ濃度が高すぎるためＮｂＣが十分にできず成形性が悪い。
【００４３】
【表１】

【００４４】
【表２】

以上説明したように、本発明によれば、製造時のコストが安価で、成形性に加え良好な表面外観を有し、フード、ドア、フェンダー、サイドパネル等自動車外板パネルや家庭電器用品、建築物などに利用することができる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５５〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．１０〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｐ：０．０１〜０．１０％、
Ｓ：０．０２％以下、
ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、
Ｃｒ：１．０％以下、
を含有し、かつ、ＳｉとＮｉ，Ｃｕの関係が、
Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）≧２／５Ｓｉ（％）
を満足し、かつ、
Ｃ（％）−１２／９３Ｎｂ（％）≦０
を満足し、更にＴｉ：０．０３％以下を含有し、かつ、ＴｉとＳ，Ｎの関係が、
Ｓ（％）−３２／４８Ｔｉ（％）≦０
Ｎ（％）−１４／４８Ｔｉ（％）≦０
を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度鋼板。
請求項１に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度めっき鋼板。
請求項１に記載の高強度鋼板の表面にＡｌ系めっき皮膜を有することを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度めっき鋼板。
請求項１に記載の成分組成を満足するスラブを１０５０℃以上で４５分以上均熱後、熱間圧延を行い、５５０℃〜７５０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０℃以上で２０秒以上の焼鈍を施すことを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
請求項１に記載の成分組成を満足するスラブを１０５０℃以上で４５分以上均熱後、熱間圧延を行い、５５０℃〜７５０℃で巻き取り、次いで脱スケール処理後に５０％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０℃以上で２０秒以上の焼鈍後、亜鉛系またはＡｌ系の溶融めっきを施すことを特徴とする表面性状とプレス成形性に優れた高強度めっき鋼板の製造方法。