JP4700764B2 - 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法 - Google Patents
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- C23C2/26—After-treatment
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- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
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- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
Description
本願は、2008年3月27日に出願された日本国特許出願第2008−083357号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
このため、鋼板組織を析出強化したフェライト単相組織鋼とした鋼板(非特許文献2)や、フェライト及びマルテンサイトからなる複相組織鋼板でありながら組織を微細化することで均一性を高めたDP鋼板が知られている(特許文献4)。
加えて、焼き戻しマルテンサイトを硬質組織とする場合、強度確保のために、フェライト体積率を低下させる必要があり、延性が劣化するという問題を有していた。
また、特許文献6の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、918MPaで55%、1035MPaで35%、1123MPaで35%、1253MPaで26%程度である。これに対して、本発明では、穴広げ率は、980MPaで90%、1080MPaで50%、1180MPaで40%であり、特許文献6の高張力溶融亜鉛めっき鋼板では、強度と穴拡げ性が十分に両立できていない。
また、残留オーステナイトを確保させるためには、オーステナイト中に多量のCを濃化させる必要があり、同一のC量を有するDP鋼(フェライト及びマルテンサイトよりなる複相組織鋼板)と比較し、硬質組織の体積率が低下することから、強度を確保し難い。即ち、880MPa以上の高強度の確保を試みた場合、強化に必要なC添加量が多くなり、スポット溶接性が劣化する。このことから、残留オーステナイトの体積率の上限は3%である。
なお、本発明では、引張最大強度と全伸びの積が、16000(MPa×%)以上となるものを延性が良好な高強度鋼板とした。即ち、延性の目標値が、880MPaで18.2%、980MPaで16.3%以上、1080MPaで14.8%以上、1180MPaで13.6%以上となる鋼板である。
鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とする鋼板においても同様である。すなわち、ベイナイト組織は、マルテンサイトに比べて高温で形成されることから、マルテンサイトと比較して、かなり軟らかい。このため、穴拡げ性に優れることが知られていた。しかしながら、軟質であるが故に、880MPa以上の強度確保が難しいという問題があった。主相をフェライトとし、硬質組織をベイナイト組織とする場合、880MPa以上の高強度を実現するためには、C添加量を増加させ、さらにベイナイト組織の分率の増加やベイナイト組織の高強度化を行わねばならない。この場合、スポット溶接性が著しく劣化することになる。
また、Moはバンド組織の生成を促進するので穴広げ性を悪化させる。このため、本発明では、後述するようにMoを添加しないで溶接性を満足する条件の検討を行うこととした。
本発明者等は、上記課題を解決するため鋭意検討を進めた結果、鋼板組織中に含まれる硬質組織(マルテンサイト)の体積率を増加させるのではなく、マルテンサイトの組織構成単位であるブロックのサイズを小さくすることで、C添加量を0.1%以下に抑えたとしても、880MPa以上の引張最大強度を確保できることを見出した。また、本手法は、マルテンサイト体積率をあまり増加させないことから、穴拡げ試験の際のマイクロボイド形成サイトとなる軟質組織(フェライト)/硬質組織(マルテンサイト)界面の面積率を従来鋼に比較し低減可能であり、穴拡げ性にも優れる。この結果、溶接性、穴拡げ性並びに伸びといった従来両立が困難であった複数の特性を同時に具備することが可能となった。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板は、質量%で、C:0.05%以上、0.095%以下、Cr:0.15%以上、2.0%以下、B:0.0003%以上、0.01%以下、Si:0.3%以上、2.0%以下、Mn:1.7%以上、2.6%以下、Ti:0.005%以上、0.14%以下、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Al:0.1%以下、N:0.005%未満、及びO:0.0005%以上、0.005%以下を含有し、残部として鉄及び不可避的不純物を含み、鋼板組織が、主として結晶粒径が4μm以下であるポリゴナルフェライトと、ベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織とを有し、前記ポリゴナルフェライトの体積分率が50%以上90%以下であり、前記硬質組織の体積分率が50%未満であり、前記ベイナイトの体積分率が20%未満であり、前記マルテンサイトのブロックサイズが0.9μm以下であり、前記マルテンサイト中のCr含有量が、前記ポリゴナルフェライト中のCr含有量の1.1〜1.5倍の量であり、引張強度が880MPa以上である。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板では、鋼中にNbが含まれず、かつ鋼板組織がバンド状組織を有していなくてもよい。
さらに、鋼中に質量%で、Ni:0.05%未満、Cu:0.05%未満、及びW:0.05%未満の中から選ばれる少なくとも1種又は2種以上を含有してもよい。
さらに、鋼中に質量%で、V:0.01%以上、0.14%以下を含有してもよい。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板は、前記した本発明の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された溶融亜鉛めっきとを有する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前記した本発明の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された合金化溶融亜鉛めっきとを有する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法は、前記した本発明の高強度冷延鋼板が含有する化学成分からなる鋳造スラブを直接1200℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後1200℃以上に加熱する工程と、前記加熱された鋳造スラブに圧下率が70%以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、前記粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持し、さらに、圧下率が85%以上で仕上温度が820〜950℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、前記熱延板を630〜400℃の温度域にて巻き取る工程と、前記熱延板を酸洗後、圧下率が40〜70%となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程とを有し、前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程では、前記冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持し、次いで750〜860℃で焼鈍し、引き続いて、620℃の温度まで12℃/秒以下の冷却速度で冷却し、620〜570℃間を1℃/秒以上の冷却速度で冷却して、250〜100℃間を5℃/秒以上の冷却速度で冷却する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法の第1の態様は、前記した本発明の高強度冷延鋼板が含有する化学成分からなる鋳造スラブを直接1200℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後1200℃以上に加熱する工程と、前記加熱された鋳造スラブに圧下率が70%以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、前記粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持し、さらに、圧下率が85%以上で仕上温度が820〜950℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、前記熱延板を630〜400℃の温度域にて巻き取る工程と、前記熱延板を酸洗後、圧下率が40〜70%となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持し、次いで750〜860℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から620℃の温度まで12℃/秒以下の冷却速度で冷却し、620〜570℃間を1℃/秒以上の冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで250〜100℃間を5℃/秒以上の冷却速度で冷却する。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法の第2の態様は、前記した本発明の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法により製造された冷延鋼板に、亜鉛系の電気めっきを施す。
本発明の成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記した本発明の高強度冷延鋼板が含有する化学成分からなる鋳造スラブを直接1200℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後1200℃以上に加熱する工程と、前記加熱された鋳造スラブに圧下率が70%以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、前記粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持し、さらに、圧下率が85%以上で仕上温度が820〜950℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、前記熱延板を630〜400℃の温度域にて巻き取る工程と、前記熱延板を酸洗後、圧下率が40〜70%となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持し、次いで750〜860℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から620℃の温度まで12℃/秒以下の冷却速度で冷却し、620〜570℃間を1℃/秒以上の冷却速度で冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬し、460℃以上の温度で合金化処理を施し、次いで250〜100℃間を5℃/秒以上の冷却速度で冷却する。
本発明者等は、検討を行うに当たって、まず、下記の点に着目した。
これまでの多くの研究では、高強度化に関しては、マルテンサイトの硬度を高めることが極めて難しいことから、マルテンサイト体積率を増加させることで、高強度化を図ってきた。このためにCの含有量を多くしていた。また、穴拡げ性に関しては、硬質組織が穴拡げ性を劣化させることから、硬質組織をなくすことによる無害化、あるいは、硬質組織を軟化させることによる弊害の改善が検討されてきた。このため、従来手法では、Cの含有量が多くなるため、溶接性の劣化を避けることができなかった。これらは、何れもマルテンサイトの高強度化が難しいことに起因した問題であることから、マルテンサイトの高強度化手法の確立に着手した。
また、穴広げ性に関しては、穴拡げ性劣化の原因となる硬質組織を軟化させるのではなく、従来とは全く逆の硬質組織を更に高強度化することで、その体積率を減少させ、穴拡げ試験の際の亀裂形成サイトを減少させ、穴拡げ性を高めるという新たな手法に着想し鋭意検討を行った。まず、本発明者等が鋭意検討を行った結果、軟質組織と硬質組織よりなる鋼板の穴拡げ成形時の亀裂伝播は、軟質組織/硬質組織界面への微小欠陥(マイクロボイド)の形成と、その連結により成し遂げられることを見出した。このことから、軟質組織と硬質組織の硬度差を押え界面へのマイクロボイド形成を抑制するという従来の手法に加え、硬質組織の体積率低減によるマイクロボイドの連結抑制という新たな手法があることに着想した。
この結果、マルテンサイトのブロックサイズを0.9μm以下とすることで、硬質組織の大幅な高強度化(硬質化)が可能となり、同時に、例えば、硬質組織の軟化に起因した強度低下、軟質な硬質組織で強化するが故の硬質組織体積率増加のためのC添加量増加によるスポット溶接性劣化、硬質組織分率増加による延性低下、といった穴拡げ性向上のために生じた特性劣化を改善可能なことを見出した。
また、硬質組織体積率が少なくとも強度確保が可能なことから、フェライト体積率を増加できる。その結果、高い延性を同時に具備することが出来る。
同時に、フェライトを微細化することで、細粒化による高強度化が併用可能であることから、硬質組織体積率を抑える、即ち、C添加量を0.1%以下としたとしても、880MPa以上の引張最大強度が確保可能であり、溶接性にも優れることを見出した。
本発明において、最も重要なことの一つは、マルテンサイトブロックサイズを0.9μm以下にすることである。
まず、本発明者等は、マルテンサイトを高強度化する手法を検討した。マルテンサイト組織の硬度(強度)は、マルテンサイト中の固溶C量、結晶粒径、炭化物による析出強化、転位強化に依存することが知られている。加えて、近年の研究により、マルテンサイト組織の硬度は、結晶粒径、とりわけマルテンサイトを構成する組織単位の一つであるブロックサイズに依存することが解ってきた。
例えば、マルテンサイトは、図1の模式図に示されたように、いくつかの組織単位からなる階層構造を呈している。マルテンサイト組織は、ブロックと呼ばれる同一方位(バリアント)を有する微細なラスの集合体と、これらブロックよりなるパケットより構成される組織であり、一つのパケットは、特定の方位関係(K-S関係)を有する最大6つのブロックから構成される。一般的に、光学顕微鏡観察では、結晶方位差の小さなバリアントを有するブロックを区別できないことから、結晶方位差の小さなバリアントのペアを一つのブロックとして定義する場合もある。この場合、一つのパケットは3つのブロックから構成されることとなる。しかしながら、結晶方位を同じくするマルテンサイトブロックのサイズは、数μmから数十μmときわめて大きい。その結果、鋼板組織を数μm以下の細粒組織に制御した薄鋼板の強化組織として活用される個々のマルテンサイト粒のサイズも、数μm以下となり、単一のブロックより構成される。その結果、従来鋼は、マルテンサイトの細粒強化を十分に活用出来ていないことを発見した。即ち、鋼板中に存在するマルテンサイトのブロックをより微細化とすることで、マルテンサイトをより高強度化し、鋼板中へのC添加量を0.1%未満に抑えたとしても、980MPaを超えるような高強度化を図ることが可能であることを見出した。
図3は、一般的な鋼(従来鋼)と、本発明の鋼のミクロ組織のSEM EBSP像を示す。880MPaを超える高強度鋼板において、鋼板のミクロ組織は比較的小さく、光学顕微鏡では十分な分解能が得られないことから、SEM EBSP法により測定を行った。図3(c)に示されたように各組織の色(濃淡)は結晶の方位に対応する。また、方位差15°以上の粒界を黒線で示した。図3(a)に示されたように、一般的な鋼(従来鋼)におけるマルテンサイトは、単一のブロックから構成される場合が多く、ブロックサイズも大きい。一方、図3(b)に示されたように、本発明の鋼は、ブロックサイズが小さく、マルテンサイトは複数のブロックから構成されている。
このようにマルテンサイトのブロックサイズをより微細化とすることによって、C添加量を0.1%未満に抑えたとしても、980MPaを超えるような高強度化を図ることが可能であり、この結果、マルテンサイト体積率を低く抑えることが可能となり、穴拡げ試験の際のマイクロボイド形成サイトとなるフェライトとマルテンサイト界面を低減でき、穴拡げ性の向上に効果がある。あるいは、C添加量を増加させずとも、所定の強度が確保可能であることから、鋼板中へのC添加量を削減でき、スポット溶接性の向上に寄与できる。
ここで、マルテンサイトのブロックサイズとは、ブロックの長手方向に垂直な方向の長さ(幅)である。マルテンサイトブロックサイズを、0.9μm以下としたのは、そのサイズを0.9μm以下とすることでマルテンサイト高強度化の効果が顕著になるためである。このことから、そのサイズは、0.9μm以下とすることが望ましい。ブロックサイズが0.9μmを上回ると、マルテンサイト組織を硬質化することによる高強度化の効果を得ることが出来ないため、C添加量を増加せねばならずスポット溶接性や穴拡げ性が劣化することから好ましくない。好ましくは、0.7μm以下であり、更に好ましくは、0.5μm以下である。
なお、本発明では、フェライトとして、ベイネティックフェライトは含有されないことが好ましい。ベイネティックフェライトは転位を多く含むことから、延性を招く。このことから、フェライトの形態は、ポリゴナルな方が良い。
一方、マルテンサイトのラス間、マルテンサイトに隣接して、あるいは、フェライト内部に、残留オーステナイトを含んでも構わない。残留オーステナイトも変形を受けるとマルテンサイトに変態し、高強度化に寄与するためである。
ただし、残留オーステナイトは、その内部に多量のCを含むことから、過剰な量の残留オーステナイトの存在は、マルテンサイト体積率の低下を招く。このことから、残留オーステナイトの体積率の上限は3%とすることが望ましい。
マルテンサイトブロックサイズの測定にあたっては、FE-SEM EBSP法を用いた組織観察、結晶方位の同定を行い、ブロックサイズを測定した。ただし、本発明の鋼板は、従来鋼に比較し、マルテンサイトブロックサイズがかなり小さく、FE-SEM EBSP法による組織解析にあたっては、十分にステップサイズを小さくする必要がある。本発明では、ステップサイズ50nmにてスキャンを行い、個々のマルテンサイトの組織解析を行い、ブロックサイズを同定した。
また、マルテンサイト中に濃化したCrは、溶接部の軟化を抑制し、溶接継ぎ手の強度を増加することにも寄与する。通常、スポット溶接、アーク溶接、レーザー溶接を行うと、溶接部は加熱され、溶融部は、急激に冷却されることからマルテンサイト主体の組織となるものの、その周囲(熱影響部)は、高温に加熱され焼き戻し処理を受けることになる。この結果、マルテンサイトは焼き戻され大幅に軟化する。一方、Crの合金炭化物(Cr23C6)のような合金炭化物を形成する元素を多量に添加すると、熱処理時にこれら炭化物が析出し、軟化を抑制することが可能となる。このようにCrがマルテンサイト中に濃化されたことによって、溶接部の軟化が生じにくくなり、溶接継ぎ手の強度が更に増加する。ただし、Crを鋼中に均一に添加したのでは、合金炭化物の析出に長時間を要する、あるいは、軟化抑制効果が小さいことから、本発明では、溶接部軟化の効果を更に高めるため、熱延及び焼鈍加熱段階でのCrの特定箇所への濃化処理を行うことで、溶接のような短時間熱処理であっても、軟化の抑制とこれによる溶接継ぎ手強度向上の効果を高めている。
なお、マルテンサイト及びポリゴナルフェライト中のCr含有量は、EPMA、CMAにより、1000〜10000倍の倍率で測定可能である。ただし、本発明鋼に含まれるマルテンサイトの結晶粒径は、4μm以下とかなり小さいことから、その内部のCr濃度を測定するためには、ビームのスポット径はできるだけ小さくする必要がある。本研究では、EPMAを用いて、3000倍の倍率にてスポット径0.1μmの条件にて分析を行った。
一方、ブロックサイズが大きなマルテンサイトを有する鋼板のマルテンサイトとフェライトとの硬度比は、2.5程度であり、微細なブロックを有する本発明鋼に比較し小さい。この結果、一般的な鋼では、マルテンサイト体積率が多くなり穴拡げ性が低下する。あるいは、マルテンサイト体積率を増加させるため、多量のC添加が必要であり、溶接性に劣る。
なお、マルテンサイト及びポリゴナルフェライトの硬度は、ダイナミック硬度計による押し込み深さ測定法、ナノインデンターとSEMを組み合わせた圧痕サイズ測定法のいずれの手法を用いても硬度測定が可能である。
本研究では、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を有するダイナミック微小硬度計を用いて、押し込み深さ測定法にて、硬度を測定した。予備実験として、種々の荷重にて硬度測定を行い、硬度、圧痕サイズ、引張特性並びに穴拡げ性の関係を調査し、押し込み荷重0.2g重にて測定を行った。押し込み深さ測定法を用いたのは、本鋼中に存在するマルテンサイトサイズは、3μm以下と非常に小さく通常のビッカース試験機を用いて硬度を測定した場合、マルテンサイトサイズに比較し圧痕サイズが大きいため、微細なマルテンサイトのみの硬度測定が行い難い。あるいは、圧痕サイズが小さいすぎることから、顕微鏡による正確なサイズ測定が難しいためである。1000点の圧痕を打ち、硬度分布を求めた後、フーリエ変換を行い個々の組織の平均硬度を算出し、フェライトに対応する硬度(DHTF)と、マルテンサイトに相当する硬度(DHTM)の比DHTM/DHTFを算出した。
なお、組織中に含まれるベイナイト組織は、マルテンサイト組織に比較し軟らかいことから、引張最大強度や穴拡げ性を決定する主要因とはなり難い。このため、本発明では、最も軟質なフェライトと最も硬質なマルテンサイトの硬度差のみ評価した。ベイナイト組織の硬度にかかわらず、フェライトに対するマルテンサイトの硬度比が所定の範囲にあれば本発明の効果である優れた穴拡げ性と成形性は得られる。
なお、以下の説明では、特に断らない限り、各成分の%は、質量%を表すものとする。
本発明の鋼板組織は、C、Cr、Si、Mn、Ti、Bを複合添加し、且つ、熱延及び焼鈍の条件を所定の条件に制御することによって、はじめて成し遂げられる。また、これらの元素の役割も異なることから、これら全てを複合で添加する必要がある。
Cは、マルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。
Cが0.05%未満では、880MPa以上の引張強度確保に必要なマルテンサイト体積率を確保することが難しいことから、下限値を0.05%とした。一方、Cの含有量を0.095%以下とする理由は、Cが0.095%を超えると、せん断引張試験と十字引張試験の継ぎ手強度の比で表される延性比の低下が顕著となるためである。このことからC含有量は、0.05〜0.095%の範囲とする必要がある。
Crは、強化元素であることに加え、熱延板での組織制御を介して、製品である冷延板の組織の中でも、マルテンサイトのブロックサイズを大幅に低減することから、本発明では極めて重要な元素である。具体的には、熱延段階でTiCやTiNを核として、Cr炭化物を析出させる。その後、セメンタイトが析出したとしても、冷延後の焼鈍中にCrがセメンタイトへと濃化する。これら、Crを含む炭化物は、含まない一般的な、鉄基の炭化物(セメンタイト)に比較して、熱的に安定である。この結果、引き続いて行われる冷延−焼鈍時の加熱中に炭化物の粗大化の抑制が可能である。この結果、焼鈍中のAc1変態点直下では、一般的な鋼に比較して、微細炭化物が数多く存在することになる。これら微細な炭化物を含む鋼板を、Ac1変態点以上に加熱すると炭化物はオーステナイトへと変態を開始する。オーステナイトは、炭化物が微細であればあるほど微細化するとともに、微細な炭化物を核として形成したオーステナイトがぶつかることから、複数の炭化物を核にして出来た塊状のオーステナイトが存在することになる。これら塊状のオーステナイトは、見かけは一個のオーステナイトであっても、異なる方位を有する別個のオーステナイトであることから、その内部に形成するマルテンサイトも異なる方位を持つことになる。また、オーステナイト同士が隣接することから、オーステナイト中でマルテンサイト変態が生じた場合、隣接するオーステナイトも変形を受ける。この変形の際に導入された転位は、異なる方位を有するマルテンサイトの形成を誘起することから、更なるブロックサイズの微細化をもたらす。
一方、従来の鋼板では、熱延板中に存在するセメンタイトを微細分散させたとしても、その後、冷延−焼鈍を行うことから、焼鈍の加熱中にセメンタイトは粗大化してしまう。この結果、セメンタイトが変態することで形成されるオーステナイトも粗大となる。加えて、粗大なオーステナイトは、フェライト粒内、あるいは、粒界に孤立して存在する(他のオーステナイトと粒界を接する割合が小さく)場合が多く、他のオーステナイト中で変態したマルテンサイトラスによる異なる方位を有するマルテンサイトラスの形成が期待できない。この結果、マルテンサイトを微細化できずに、場合によっては、単一のブロックよりなるマルテンサイトとなってしまう。
一方、NbやTiの炭化物は、熱的な安定性には優れるものの、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきでの焼鈍においても溶解しないことから、オーステナイトの微細化には寄与し難い。
ただし、これら析出物であっても、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきでの焼鈍時の最高到達温度Ac1以上では溶解し、オーステナイトへと変態することから、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、オーステナイト中のCr濃度の増加として観察は可能なものの、Crの炭化物やCrを多く含むセメンタイトは観察されない場合が多い。
以上のCr添加による効果は、Crの添加量が0.15%以上で顕著になることから、その下限値を0.15%とした。一方、Crは、Feと比較して、酸化し易い元素であることから、多量の添加は、鋼板表面への酸化物形成を招き、めっき性や化成処理性を阻害するか、あるいは、フラッシュバット溶接、アーク、レーザ溶接の際に溶接部に多量の酸化物を形成させ、溶接部の強度を低下させることから、好ましくない。この問題は、Crの添加量が2.0%を超えると顕著になることから、その上限値を2.0%とした。好ましくは、0.2〜1.6%であり、更に好ましくは、0.3〜1.2%である。
Siは、強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しないことから、Siはセメンタイトの核生成を抑制する効果がある。即ち、マルテンサイト中でのセメンタイト析出を抑制することから、マルテンサイトの高強度化に寄与する。Siの添加が0.3%未満であると、固溶強化による強化が期待できないか、あるいは、マルテンサイト中でのセメンタイトの形成が抑制できないことから、Siを0.3%以上添加する必要がある。一方、Siの添加が2.0%を越えると、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから、Siの上限は2.0%とする必要がある。
Mnは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイトがパーライトへと変態することを抑制する。このためMnは極めて重要な元素である。加えて、焼鈍後のフェライトの成長抑制に寄与することから、フェライトの細粒化にも寄与するため重要である。
Mnが1.7%未満であると、パーライト変態を抑制することが出来ず、体積率10%以上のマルテンサイトを確保することが出来ず、880MPa以上の引張強度が確保できない。このことから、Mnの下限値を1.7%以上とする。一方、Mnを多量に添加すると、P、Sとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことになる。この問題は、Mnの添加量が2.6%を超えると顕著になることから、その上限を2.6%とする。
Bは、焼鈍後のフェライト変態を抑制することから、特に重要な元素である。また、熱間圧延では、仕上げ圧延後の冷却過程での粗大なフェライトの形成を抑制し、鉄基炭化物(セメンタイトやパーライト組織)を微細均一分散させることができる。Bの添加量が0.0003%未満では、鉄基炭化物を微細均一させることができない。この結果、Crを添加したとしても、セメンタイトの粗大化の抑制が十分に行えないことから、強度低下や穴広げ性の低下が生じることから好ましくない。このことから、Bの添加量が0.0003%以上とする必要がある。一方、Bの添加量が0.010%を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を0.010%とした。
Tiは、再結晶遅延によるフェライト細粒化に寄与することから添加する必要がある。
また、Bと複合で添加することによって、焼鈍後のBのフェライト変態遅延効果と、これによる微細化の効果を引き出すことから、極めて重要な元素である。具体的には、Bのフェライト変態遅延効果は、固溶状態のBによって齎されることが知られている。このことから、熱延段階でBを、Bの窒化物(BN)として析出させないことが重要である。このことから、Bと比較して、より強い窒化物形成元素であるTiを添加し、BNの形成を抑制する必要がある。TiとBを複合で添加することにより、Bのフェライト変態遅延効果が助長される。また、Tiは、析出物強化や、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化を通じて、鋼板の強度上昇に寄与することからも重要な元素である。これらの効果は、Tiの添加量が0.005%未満であると得られないため、その下限値を0.005%とした。一方、Tiの添加量が0.14%を超えると、フェライトの再結晶を遅延し過ぎてしまい、圧延方向に伸長した未再結晶フェライトが残存することになり、大幅な穴拡げ性の劣化を招く。このことから、その上限を0.14%とする。
Pは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Pが0.03%を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を0.03%以下に限定した。
Pの下限値は特に定めないが、0.001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Sは、0.01%を超えると溶接性並びに鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすことから、その適正範囲を0.01%以下とした。Sの下限値は特に定めないが、0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、Sは、Mnと結びついて粗大なMnSを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、できるだけ少なくする必要がある。
Alは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加してもよい。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はAl系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。この問題は、Alの添加量が0.1%を超えると顕著になることから、その上限を0.1%とする。Alの下限値は、特に限定しないが、Alを0.0005%以下とするのは困難であるのでこの値が実質的な下限である。
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。具体的に、Nが0.005%以上の場合、この傾向が顕著となることから、Nの適正範囲を0.005%未満とする。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方がよい。また、Tiの添加量と比較して、Nの含有量が極端に多い場合は、BNを形成し、B添加の効果を減じてしまうことから、Nはなるべく少ない方がよい。Nの下限値は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Nを0.0005%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Oは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、その添加量を抑える必要がある。特に、酸素は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成する。このため、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。具体的に、Oが0.005%を超えると、この傾向が顕著となることから、Oの上限を0.005%とする。一方、Oを0.0005%未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、Oの下限を0.0005%とする。但し、Oを0.0005%未満としたとしても、本発明の効果は発揮される。
本発明の冷延鋼板は、NbやMoを添加しないことが好ましい。NbやMoは、フェライトの再結晶を著しく遅延することから、鋼板中に未再結晶フェライトを残し易い。未再結晶フェライトは、加工ままの組織であり、延性に乏しく、延性の劣化をもたらすことから好ましくない。また、未再結晶フェライトは、熱延で形成されたフェライトが圧延にて延ばされたものであることから、圧延方向に伸長した形状をしている。また、再結晶の遅延が顕著となると、圧延方向に伸長した未再結晶フェライトの体積率が増加し、あたかも未再結晶フェライトが繋がったバンド状の組織を呈する。
図2は、バンド状の組織を有する鋼板の光学顕微鏡組織写真を示す。圧延方向に延びた層状組織を呈していることから、穴拡げ加工のような亀裂の発生と進展を伴う試験においては、亀裂が層状組織に沿って進展する。このため、特性が劣化する。すなわち、このような一方向に伸びた不均一な組織は、その界面に応力集中を招き易く、穴拡げ試験の際の亀裂伝播を促進することから好ましくない。このことから、NbやMoを添加しないことが望ましい。
Vは、析出物強化や、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化を通じて、鋼板の強度上昇や穴拡げ性向上に寄与することから重要である。この効果は、Vの添加量が0.01%未満では得られないため、その下限値を0.01%とした。一方、Vの添加量が0.14%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、その上限値を0.14%とした。
Niは、強化元素であるとともに、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延し、フェライトの細粒化に寄与することから、添加してもよい。しかしながら、Niの添加量が0.05%以上の場合、オーステナイトへのCrの濃化を阻害する恐れがあるので、上限を0.05%未満とする。
Cuは、強化元素であるとともに、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延し、フェライトの細粒化に寄与することから、添加してもよい。しかしながら、Cuの添加量が0.05%以上の場合、オーステナイトへのCrの濃化を阻害する恐れがあるので、上限を0.05%未満とする。また、表面疵の原因ともなるので、添加量の上限は、0.05%未満とすることが望ましい。
Wは、強化元素であるとともに、焼鈍後に引き続いて行われる冷却過程でのフェライト変態を遅延し、フェライトの細粒化に寄与することから、添加しても良い。また、フェライト再結晶も遅延することから、フェライト粒径低減による細粒強化や穴拡げ性の向上に寄与する。しかし、Wの添加量が0.05%以上の場合、オーステナイトへのCrの濃化を阻害する恐れがあるので、上限を0.05%未満とする。
上述したように本発明の鋼板の特性は、結晶粒径4μm以下のフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトのブロックサイズが0.9μm以下であること、及びマルテンサイト中のCr含有量がポリゴナルフェライト中のCr含有量の1.1〜1.5倍の量に制御することによって成し遂げられる。このような鋼板組織を得るためには、熱延板組織、冷延及び焼鈍条件を厳密に制御する必要がある。
特に、熱間圧延でのセメンタイトやCrの合金炭化物の生成にはTiの析出物が関係しており、Tiの析出物を含有していることが重要となる。粗圧延の後に粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持することによって、Tiの析出物を生成させ、微細なセメンタイトを析出しやすくする。
また、焼鈍工程にて、冷延板を7℃/秒以下の昇温速度でゆっくりと昇温することによって、より多くのセメンタイトを析出させる。
以上によりフェライト以外にセメンタイトを微細に析出させる。
一般的には、フェライトやオーステナイト中のCrの拡散はかなり遅く、長時間を要することから、オーステナイト中にCrを濃化させることは難しいと考えられていた。しかし、上記した方法により、オーステナイト中にCrを濃化させ、その結果、Crが濃化したマルテンサイトを有する冷延鋼板を製造する。
熱間圧延に供するスラブは、上述した本発明の冷延鋼板の化学成分を有していれば、特に限定されない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延(CC−DR)のようなプロセスを適用しても構わない。
スラブの加熱温度は、鋳造時に析出した粗大なTiの炭窒化物を再溶解させる必要があるので、1200℃以上にする必要がある。スラブの加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は1300℃未満とすることが望ましい。
ここで、Ac1変態点温度とは、下記式により算出される温度である。
Ac1=723−10.7×%Mn−16.9×%Ni+29.1×%Si+16.9×%Cr
(式中の%Mn,%Ni,%Si,%Crは、各元素Mn,Ni,Si,Crの鋼中の含有量(質量%)を示す。)
この焼鈍工程において、微細析出したセメンタイトを核にオーステナイトが生成する。オーステナイトは後工程でマルテンサイトに変態するので、本発明鋼のように微細なセメンタイトを高密度に分散させた鋼では、マルテンサイトも微細化する。一方、一般的な鋼では、加熱中にセメンタイトが粗大化することから、セメンタイトからの逆変態によって生じるオーステナイトも粗大化する。一方、粗大化が抑制されると、個々のセメンタイトより生じたオーステナイトが近接して存在することから、見かけ上、一塊のようになるが本質は異なる(方位が違う)ため、結果、ブロックサイズは小さくなると推定される。この結果、マルテンサイトの硬度を極めて高く制御でき、C添加量を0.1%に抑えたとしても、880MPa以上の強度が確保可能となる。この結果、強度と溶接性、穴拡げ性の両立が可能となる。
また、本発明鋼は、Nbを添加していないことから、フェライトが再結晶し易く、ポリゴナルなフェライトが形成する。即ち、未再結晶フェライトや、圧延方向に延びたバンド状の組織が存在しない。その結果、穴拡げ性を劣化させない。
このように、発明者等はセメンタイト中にCrが容易に濃化することを始めて見出して、従来の常識とは反する鋼板の製造を実現した。
焼鈍時の最高加熱温度を750〜860℃の範囲としたのは、750℃未満では、熱延時に形成した炭化物を十分に溶解させることができず、880MPaの強度確保に必要な硬質組織分率を確保できないためである。また、未溶解の炭化物は、再結晶フェライトの成長を止めることができないため、フェライトも粗大で、且つ、圧延方向に伸長したものになり、穴拡げ性や曲げ性の大幅な低下を招くことから望ましくない。一方、最高到達温度が860℃を超えるような過度の高温での焼鈍は、経済的に好ましくないばかりでなく、焼鈍時のオーステナイト体積率が多すぎてしまい、主相であるフェライトの体積率を50%以上とすることができず延性に劣る。このことから、焼鈍時の最高到達温度は、750〜860℃の範囲とする必要がある。好ましく範囲は、780〜840℃である。
連続焼鈍ラインに通板する場合と同様に、まず冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温する。そして、冷延板を550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持する。次いで750〜860℃で焼鈍する。
最高加熱温度も連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由から750〜860℃とする。最高加熱温度を750〜860℃の範囲としたのは、750℃未満では、熱延時に形成した炭化物を十分に溶解させることができず880MPaの強度確保に必要な硬質組織分率を確保できないためである。750℃未満の温度では、フェライトと炭化物(セメンタイト)が共存可能であり、再結晶フェライトは、セメンタイトを乗り越えて成長できる。その結果、750℃未満の温度で焼鈍した場合、フェライトも粗大となり、穴拡げ性や曲げ性の大幅な低下を招くことから好ましくない。また、硬質組織の体積率も低下することから好ましくない。一方、最高到達温度が860℃を超えるような過度の高温での焼鈍は、経済的に好ましくないばかりでなく、焼鈍時のオーステナイト体積率が多すぎてしまい、主相であるフェライトの体積率を50%以上とすることができず延性に劣る。このことから、焼鈍時の最高到達温度は、750〜860℃の範囲とする必要がある。好ましくは、780〜840℃の範囲である。
加えて、浴浸漬板温度が(溶融亜鉛めっき浴温度−40℃)よりも低い場合、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合がある。このため、その下限を(溶融亜鉛めっき浴温度−40℃)とする。但し、浸漬前の板温度が(溶融亜鉛めっき浴温度−40℃)よりも低くても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を(溶融亜鉛めっき浴温度−40℃)以上としてめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴浸漬温度が(溶融亜鉛めっき浴温度+40℃)を超えると、めっき浴の温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Fe、Al、Mg、Mn、Si、Crなどを含有しても構わない。
なお、表中、下線は本発明の範囲外の条件であることを示す。表1中、−*1は、添加していないことを意味する。表2〜5中、製品板の種類*2の欄において、CRは冷延鋼板を示し、GIは溶融亜鉛めっき鋼板を示し、GAは合金化溶融亜鉛めっき鋼板をそれぞれ示す。またFTは仕上げ圧延温度(仕上げ温度)を示す。
冷延板に表6〜9に示す条件で、焼鈍設備により焼鈍を行った。
冷延板を所定の平均加熱速度(平均昇温速度)で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で所定の時間保持した。そして各焼鈍温度まで加熱し、90秒間の保持を行った。その後、表6〜9の冷却条件で冷却した。そして、表10〜13の所定の冷却速度で室温まで冷却し、冷延鋼板を製造した。
なお、表10〜13中、−*3は、各工程を実施していないことを意味し、*6は、一旦室温まで冷却した後、所定の温度で焼き戻し処理を行ったことを意味する。
冷延板に対して連続溶融亜鉛めっき設備により焼鈍とめっきを行った。
焼鈍条件並びに炉内雰囲気に関して、めっき性を確保するため、COとH2を複合混合した気体を燃焼させ発生したH2O、CO2を導入する装置を取り付け、さらに露点を−10℃としたH2を10体積%含むN2ガスを導入し、表6〜9で示す条件で焼鈍を行った。
そして、焼鈍して所定の冷却速度で冷却した冷延板を亜鉛めっき浴に浸漬した。次いで、表10〜13の冷却速度で冷却し、亜鉛めっき鋼板を製造した。
特に、Siを多く含む鋼No.A〜Jにおいて、上記炉内雰囲気の制御を行わないと、不めっきや合金化の遅延を生じ易いことから、Siの含有量が高い鋼に溶融めっき、及び、合金化処理を行う場合、雰囲気(酸素ポテンシャル)制御を行う必要がある。
めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約50g/m2とした。最後に、得られた鋼板について圧下率が0.3%のスキンパス圧延を行った。
各相の体積率は、2000倍の走査型電子顕微鏡観察を用い、各20視野を測定し、ポイントカウント法にて体積率を測定して求めた。
マルテンサイトブロックサイズの測定にあたっては、FE-SEM EBSP法を用いた組織観察、結晶方位の同定を行い、ブロックサイズを測定した。ただし、本発明の鋼板は、従来鋼に比較し、マルテンサイトブロックサイズがかなり小さく、FE-SEM EBSP法による組織解析にあたっては、十分にステップサイズを小さくする必要がある。本発明では、ステップサイズ50nmにてスキャンを行い、個々のマルテンサイトの組織解析を行い、ブロックサイズを同定した。
本研究では、フェライトに対するマルテンサイトの硬度比(DHTM/DHTF)の測定は、ベルコビッチタイプの三角すい圧子を有するダイナミック微小硬度計を用いて、0.2g重にて、押し込み深さ測定法にて硬度を測定した。
硬度比DHTM/DHTFが、3.0以上となるものを本発明の範囲とした。これは、強度、穴拡げ性および溶接性を同時に具備するために必要なマルテンサイト硬度を、種々の実験にて求めた結果導き出された結果である。硬度比が、3.0未満であると、強度が確保できない、穴拡げ性が劣化する、あるいは、溶接性が劣化するといった問題が生じることから、硬度比は3.0以上とする必要がある。
各条件とも、5回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。そして、TS×λが、40000(MPa×%)以上となるものを、強度−穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。
電極(ドーム型):先端径6mmφ
加圧力:4.3kN
溶接電流:(CE―0.5)kA(CE:散り発生直前の電流)
溶接時間:14サイクル
保持時間:10サイクル
なお、表14〜17中、製品板の種類*2の欄において、CRは冷延鋼板を示し、GIは溶融亜鉛めっき鋼板を示し、GAは合金化溶融亜鉛めっき鋼板をそれぞれ示す。また、組織*4の欄において、Fはフェライトを示し、Bはベイナイトを示し、Mはマルテンサイトを示し、TMは焼き戻しマルテンサイトを示し、RAは残留オーステナイトを示し、Pはパーライトを示し、Cはセメンタイトをそれぞれ示す。
また、表18〜21中、フェライト形態*5の欄において、ポリゴナルは、アスペクト比2以下のフェライトを示し、伸長は、圧延方向に伸びたフェライトをそれぞれ示す。
なお、本発明の鋼板は、穴拡げ性と同時に、伸びに優れていることから、例えば、穴拡げ性と伸びを同時に必要とする成形様式である伸びフランジ性、あるいは、n値(均一伸び)と相関がある張り出し成形性に関しても優れる。
その結果、穴拡げ性の指標となるTS×λ値が、40000(MPa×%)未満と低く穴拡げ性に劣る。
その結果、主相であるフェライトが、圧延方向に伸びた伸長フェライトとなることから、TS×λ値が40000(MPa×%)未満と低く穴拡げ性に劣る。
Claims (10)
- 質量%で、
C:0.05%以上、0.095%以下、
Cr:0.15%以上、2.0%以下、
B:0.0003%以上、0.01%以下、
Si:0.3%以上、2.0%以下、
Mn:1.7%以上、2.6%以下、
Ti:0.005%以上、0.14%以下、
P:0.03%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1%以下、
N:0.005%未満、及び
O:0.0005%以上、0.005%以下を含有し、
残部として鉄及び不可避的不純物を含み、
鋼板組織が、主として結晶粒径が4μm以下であるポリゴナルフェライトと、ベイナイト及びマルテンサイトの硬質組織とを有し、
前記ポリゴナルフェライトの体積分率が50%以上90%以下であり、前記硬質組織の体積分率が50%未満であり、前記ベイナイトの体積分率が20%未満であり、
前記マルテンサイトのブロックサイズが0.9μm以下であり、
前記マルテンサイト中のCr含有量が、前記ポリゴナルフェライト中のCr含有量の1.1〜1.5倍の量であり、
引張強度が880MPa以上であることを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。 - 鋼中にNbが含まれず、かつ鋼板組織がバンド状組織を有していないことを特徴とする請求項1に記載の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、鋼中に質量%で、
Ni:0.05%未満、
Cu:0.05%未満、及び
W:0.05%未満
の中から選ばれる少なくとも1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。 - さらに、鋼中に質量%で、
V:0.01%以上、0.14%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板。 - 請求項1に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された溶融亜鉛めっきとを有することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に施された合金化溶融亜鉛めっきとを有することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1に記載される鋼中の化学成分からなる鋳造スラブを直接1200℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後1200℃以上に加熱する工程と、
前記加熱された鋳造スラブに圧下率が70%以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、
前記粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持し、さらに、圧下率が85%以上で仕上温度が820〜950℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、
前記熱延板を630〜400℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記熱延板を酸洗後、圧下率が40〜70%となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、
前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程とを有し、
前記冷延板を連続焼鈍ラインに通板する工程では、前記冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持し、次いで750〜860℃で焼鈍し、引き続いて、620℃の温度まで12℃/秒以下の冷却速度で冷却し、620〜570℃間を1℃/秒以上の冷却速度で冷却して、250〜100℃間を5℃/秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 請求項1に記載される鋼中の化学成分からなる鋳造スラブを直接1200℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後1200℃以上に加熱する工程と、
前記加熱された鋳造スラブに圧下率が70%以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、
前記粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持し、さらに、圧下率が85%以上で仕上温度が820〜950℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、
前記熱延板を630〜400℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記熱延板を酸洗後、圧下率が40〜70%となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、
前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、
前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持し、次いで750〜860℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から620℃の温度まで12℃/秒以下の冷却速度で冷却し、620〜570℃間を1℃/秒以上の冷却速度で冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで250〜100℃間を5℃/秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項7に記載の方法により製造された冷延鋼板に、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項1に記載される鋼中の化学成分からなる鋳造スラブを直接1200℃以上に加熱するか又は一旦冷却した後1200℃以上に加熱する工程と、
前記加熱された鋳造スラブに圧下率が70%以上となる熱間圧延を施して粗圧延板とする工程と、
前記粗圧延板を950〜1080℃の温度域にて6秒以上保持し、さらに、圧下率が85%以上で仕上温度が820〜950℃となる熱間圧延を前記粗圧延板に施して熱延板とする工程と、
前記熱延板を630〜400℃の温度域にて巻き取る工程と、
前記熱延板を酸洗後、圧下率が40〜70%となる冷間圧延を施して冷延板とする工程と、
前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程とを有し、
前記冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板する工程では、前記冷延板を7℃/秒以下の昇温速度で昇温し、550℃以上、Ac1変態点温度以下の温度で25〜500秒間保持し、次いで750〜860℃で焼鈍し、引き続いて、焼鈍時の最高加熱温度から620℃の温度まで12℃/秒以下の冷却速度で冷却し、620〜570℃間を1℃/秒以上の冷却速度で冷却して、亜鉛めっき浴に浸漬し、460℃以上の温度で合金化処理を施し、次いで250〜100℃間を5℃/秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする成形性と溶接性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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