JP4962333B2 - 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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Description
特許文献3には、冷間圧延鋼板でr値の面内異方性を改善させるために、Al含有量を低減し、MgおよびTiを添加し、鋼中に含有する0.1μm以下のMgとTiの非常に微細な酸化物を密に分散させるようそのサイズ、量を制御した鋼板が開示されている。しかしながら、これは、強度の低い軟鋼をベースとしているため、390MPa以上の引張強度を得ることはできない。またMgの作用によって酸化物を微細化する技術であって、反応性の極めて高いMgを溶製時の溶鋼中に添加してその酸化物を均一に分散させることは非常に困難であり操業面で問題がある。
本発明は、サイドパネル等の自動車外板パネルとして使用するのに好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
まず、従来から一般的に行われている、Alを添加して脱酸するアルミキルド鋼においては、添加されたAlに由来してクラスター状の大きなAl2O3系介在物が生成する。また、Ti脱酸を適用した場合であっても、Ti添加量が不足する場合にはNbの酸化も生じてしまい、比較的長く伸びた延伸状のNbO(MnOなども複合)が生成する。これら酸化物が再結晶焼鈍時の結晶粒成長を抑制しr値を低下させる。また、NbがOと結合して消費されてしまうことにより、r値向上に寄与するNbCの生成量が少なくなることも生じてr値を低下させる。
(1)鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量%で、C:0.0005〜0.025%、Si:0.15%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.06%以下、S:0.02%以下、N:0.006%以下、sol.Al:0.005%未満、Ti:0.005〜0.05%およびNb:0.05〜0.20%を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
(2)前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、B:0.0001〜0.0020%を含有することを特徴とする上記(1)に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
(3)前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、Cr:1%以下、Mo:1%以下、V:1%以下、W:1%以下、Cu:1%以下およびNi:1%以下の群から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
(4)前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、O:0.0020〜0.0100%を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
C:0.0005〜0.025%
Cは、Nb、Ti等の炭化物形成元素と結合し、TiC、NbCまたはその複合析出物である(Nb、Ti)(C、N)などの微細炭窒化物を形成する。C含有量を適正化することは、炭窒化物を適当な体積率で析出させつつ成形性を高めるために必須である。
Siは、不純物として含有される元素であるが、安価な固溶強化元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、本発明が対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、Si含有量が0.15%を超えるとめっき品質に悪影響を及ぼす。また、Siは脱酸作用を有し、sol.Al含有量が低い場合にはその影響が大きくなるので、Si含有量が0.15%を超えると、この脱酸作用によってTiOxの生成が阻害される。したがって、Si含有量を0.15%以下とする。好ましくは0.10%以下である。なお、Siを積極的に含有させる場合には、その含有量を0.02%以上とするのが好ましい。
Mnは、固溶強化により鋼板を高強度化する作用を有する。Mn含有量が1.0%未満では、目的とする390MPa以上の高強度化が図れない場合がある。一方、Mn含有量が2.5%超では耐力が上昇し伸びが劣化し、加工時にしわや割れが生じやすくなる。このためMn含有量を1.0〜2.5%とする。成形性をさらに良好にするためには、Mn含有量を2.0%以下とすることが好ましい。
Pは、不純物として含有される元素であるが、r値の低下を抑えながら固溶強化によって鋼板を高強度化することができる有用な元素でもあるので、強度向上を目的として含有させることができる。しかしながら、本発明が対象とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、P含有量が0.06%を超えると、合金化処理性が低下してめっき密着性が低下し、耐パウダリング性が劣化したり、めっき表面にP偏析に起因するすじ模様が現れたりすることがある。このため、P含有量を0.06%以下とする。好ましくは0.05%以下である。P含有量の下限については、目的とする高強度化が図れない場合があるため0.015%以上とすることが好ましい。0.030%以上とすることがさらに好ましい。
Sは、不純物として鋼板中に存在するが、その含有量が多いとスケール疵が生じやすくなり表面外観を著しく劣化させる場合がある。このため、その含有量を0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下、さらに好ましくは0.008%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定する必要はないが、製鋼の能力面やコスト面から過度の脱硫を避けるため0.002%以上とすることが好ましい。
Nは、不純物として鋼板中に存在するが、過剰に含有すると耐力が上昇して面歪みが生じやすくなったりFe中に固溶してストレッチャーストレインなどの表面欠陥を発生させる原因となったりする。このため、N含有量を0.006%以下とする。好ましくは0.003%以下である。
通常、Alは脱酸のため添加されるが、本発明においてはTiによる脱酸を主として行うため、その含有量は多く必要としない。むしろsol.Al含有量が過剰であると、本発明にとって重要なTiOx介在物の量が減少し、r値の低下を招くAl2O3系介在物やNbO系介在物が増えてしまう。このため、sol.Al含有量は0.005%未満とする。成形性の観点からは、0.003%以下とするとTiOx酸化物が効果的に生成するので、さらに好ましい。sol.Al含有量は低ければ低い方がr値は向上するので、下限は特に規定する必要はないが、不純物として不可避的に微量が含有されることから、経済的効率の観点からsol.Al含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。
Tiは、鋼を脱酸するとともに、高r値を有する鋼板を得るために必要なTiOx介在物を適正量生成させる機能を有する重要な元素である。また、一部はTiNとして析出させることにより、Nによるストレッチャーストレインの発生や耐力の上昇を抑制して加工時の面歪みを生じ難くする。そのため、Ti含有量を0.005%以上とする。
Nbは、Tiと同様にCと結合してNbCの析出物を生成して機械的特性を向上させる。特に熱延板の細粒化効果が高く、Nbによるr値向上効果は大きい。このため、Nb含有量を0.05%以上とする。好ましくは、0.06%以上である。一方、Nb含有量が0.20%超であると、Cに比してNbが過剰となるために、耐力が上昇し伸びが低下して加工時にしわが生じやすくなる。また圧延時の荷重が高くなり、サイドパネル等の自動車外板パネル用として必要な広幅材の製造が困難となる。したがって、Nb含有量は0.20%以下とする。好ましくは、0.10%以下である。
Ti脱酸により、TiOx介在物を適正量生成させるため、介在物も含めたトータルのO含有量は0.0020%以上とすることが好ましい。O含有量を0.0020%以上とすることによりr値を向上させる効果をより確実に得られる。さらに好ましいO含有量は0.0030%以上である。一方、O含有量が0.0100%超であると介在物に起因したヘゲ疵が発生しやすくなるため、O含有量を0.0100%以下とする。好ましくは0.0060%以下である。
Bは二次加工脆化を防止する作用を有するので含有させることが好ましい。B含有量が0.0001%未満ではこの効果が小さく、0.0020%を超えるとr値が顕著に低下する。このため、含有させる場合のB含有量は0.0001〜0.0020%とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.0003〜0.0010%である。
これらの元素は強度確保のためFeの一部に代えて含有させても良い。各元素の含有量がそれぞれ1%を超えると強度向上の効果が飽和して経済的に非効率となるため各元素の含有量を1%以下とする。好ましくは各元素とも0.5%以下である。なお、強度確保のために含有させる場合には各々の元素の含有量を0.01%以上とすることが好ましい。以上の成分系とすることで得られる鋼板中に形成される介在物としては、r値を向上させるTiOx介在物が50%以上、延伸状介在物となり成形性を劣化させるNbO介在物とSiO2介在物とがそれぞれ1%未満であることが好ましい。
本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための好適な製造方法を以下に説明する。
製鋼でのプロセス面での方法について説明する。本発明に係る高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するには、Alを低減してTiを主体とした脱酸処理を行うことがポイントとなる。
なお、上記溶鋼はO含有量が例えば0.0020%以上と高いため、製品における介在物欠陥が懸念される。そのため、連続鋳造工程においては、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。溶鋼を流動させることにより、凝固途中でのスラブ表層に介在物が捕捉するのを抑制でき、表層での介在物欠陥のない製品を製造できるためである。
熱間圧延開始温度:1100〜1270℃
上記1の(1)にて説明した鋼組成を備える鋼塊または鋼片を1100〜1270℃とした後に熱間圧延を施す。ここで、前記鋼塊または鋼片は、1100℃未満の温度にあるものを再加熱して1100〜1270℃として熱間圧延に供してもよいし、連続鋳造スラブを用いる場合には連続鋳造後1100℃未満に低下させることなく1100〜1270℃とした後に熱間圧延に供してもよいし、鋼片を用いる場合には分塊圧延後の鋼片を1100℃未満に低下させることなく1100〜1270℃とした後に熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延完了温度をAr3点未満とすると、表層がフェライト化して熱間圧延組織が粗大化しやすくなる。このため鋼板のr値が低下して加工時に割れが生じたりする場合がある。一方、熱間圧延完了温度が1000℃を超えると、スケールにより表面性状が劣化しやすくなる。したがって、熱間圧延完了温度をAr3点〜1000℃とする。さらに好ましくは、Ar3点〜950℃である。なお、熱間圧延完了温度を上記の温度範囲で行うために、圧延完了する前のシートバーを、加熱装置により加熱しても良い。この際に、鋼帯の後端が先端よりも高温となるように加熱し、鋼帯全長にわたる温度変動を小さくし、コイル内の特性の均一性を向上させることが望ましい。
巻取温度が400℃未満では、巻取り後における炭窒化物、特にNbCの生成が不十分となり、NbCの効果を十分に享受することができない場合がある。この場合には、r値が低下して加工時に割れが生じやすくなってしまう。一方、巻取温度が700℃超の場合には、スケールが過剰に生成して表面性状を劣化させたり強度低下を招いたりする可能性が特に高まる。さらに好ましい巻取温度は450〜650℃である。
熱間圧延により得られる熱間圧延鋼板は、通常、酸洗により脱スケールされ、冷間圧延が施された後に再結晶焼鈍および溶融亜鉛めっきが施され、合金化処理が施される。
本例では、各種の試験条件にて溶製した溶鋼を用いて連続鋳造を行い、次いで、熱間圧延そして冷間圧延を行って得た薄板製品に合金化溶融亜鉛めっき処理を行って、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板についてその結果を評価した。
切り出したスラブを再加熱し、試験熱間圧延機により粗圧延後で板厚30mm、仕上圧延後で板厚3.2mmとし、その後冷却した。各鋼板の熱間圧延開始温度および完了温度、ならびに巻取温度は表1に示したとおりである。
機械特性は、焼鈍後の薄鋼板からJIS5号試験片を採取し、圧延方向に対する角度が90°方向におけるYS、TS、EL、YPE、0°、45°、90°方向のr値から求めた平均r値((r0+r90+2×r45)/4)を測定した。r値の目標は1.6以上とした。
本発明の成分範囲の鋼板であるNo.1〜10は、機械特性、特に、平均r値が1.6を有し、さらに表面性状(耐パウダリング性)にも優れ、自動車外板パネル用に好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られた。
No.18は機械特性のみならずTi量が多く、すじ模様が発生した。No.19はP量が多く、合金化処理性が悪くパウダリング量が多かった。No.20はSi量が多く、不めっきが発生した。No.21はS量が多く、スケール疵が発生した。
Claims (4)
- 鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量%で、C:0.0005〜0.025%、Si:0.15%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.06%以下、S:0.02%以下、N:0.006%以下、sol.Al:0.005%未満、Ti:0.005〜0.05%およびNb:0.05〜0.20%を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、B:0.0001〜0.0020%を含有することを特徴とする請求項1記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、Cr:1%以下、Mo:1%以下、V:1%以下、W:1%以下、Cu:1%以下およびNi:1%以下の群から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、O:0.0020〜0.0100%を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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