JP5114760B2 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
そこで、近年開発されたナノインデンテーションという技術を用いて測定したナノ硬さで特性を評価する技術が特許文献8に開示されている。この技術ではフェライトと低温変態相の硬さの比をフェライト分率に応じて規定しており、これより曲げ特性が改善されるとしている。
伸びフランジ成形性が変動した場合には、プレス成形時にブランキングにより生じた剪断加工部で割れが発生するという課題がある。
また、これにB添加すると、NbのSolute dragging効果が向上し、強度上昇効果が大きくなる。
本発明に係る鋼板は、炭化物形成元素の添加をTiに限定し、従来多用されたNbを無添加とし、さらに再結晶に大きく影響を及ぼすBの添加量を制限したことを特徴している。
これらのことにより、材質変動が少ない高強度溶融亜鉛めっき鋼板が製造できることを見出した。
まず化学成分の制限について説明する。なお、特に断りの無い限り「%」は質量%を意味する。
一方、0.05%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.05%とした。その効果を確実にするために、下限値は、0.015%とすることが好ましく、0.02%とするとより好ましい。上限値は、0.04%とすることが好ましく、0.03%とするとより好ましい。引張強度を780MPa以上として、降伏強度の変動を小さくする場合には下限値を0.02%、上限値を0.03%と制限すると良い。
フェライト相分率70〜90%とし、残部はマルテンサイトを含む低温変態相とする。この比率にすることにより引張強度780MPa以上と所定の延性が確保される。フェライト相分率が70%未満ではフェライトによる延性を確保できない。フェライト相分率が90%を超えると低温変態相が少ないために引張強度が780MPaを下回る。フェライト相分率は、好ましくは、75〜88%、更に好ましくは80〜85%とするとよい。
なお、フェライト相分率や低温変態相の粒径を測定する方法は、後述する実施例中の[低温変態相の平均粒径]項に記載するレベラー法に基づいて測定することができる。
降伏比を0.7以下としたのは、上記の成分とミクロ組織が形成されている場合にはDP鋼となっており、DP鋼としての特徴である低降伏比を示す条件であるためである。
上記[1]に示す溶融亜鉛めっき鋼板はその化学成分とミクロ組織の特徴が上記[1]に示す範囲であればいかなる製造方法によって製造されてもよい。しかし、上記[2]に示す製造方法を用いると容易に製造が可能となる。これよりその製造方法について説明する。
スラブ加熱温度は1000〜1350℃とした。1000℃未満では圧延荷重が高くなることと、仕上げ圧延までの温度低下により規定の仕上げ温度を確保できないためである。また1350℃超の場合には、スケールが多量に発生してスケール疵の原因となるためである。
そのため、下限を720℃とした。また焼鈍温度の下限を740℃とすることで充分なオーステナイト分率が確保され、強度延性バランス及び伸びフランジ成形性が良好となる。
表1に示す化学成分を有するスラブとして符号A〜AQを、表2に示すスラブ加熱温度、仕上げ圧延温度にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表2に示す温度で捲取り処理を行った。仕上げ圧延温度はいずれもAr3点以上であった。熱延板を酸洗した後、冷延を行い、冷延板とした。熱延板厚、冷延率及び冷延板厚を表2に示す。
引張強度は780MPa以上の場合には○、780MPa未満の場合には×として表2に示した。
降伏比は0.7以下である場合を○、0.7を超える場合を×として表2に示した。0.7以上あればよい。
強度延性バランス(TS×El[MPa・%])を求めてプレス成形性の指標とし、表2に示した。以下に凡例を示す。14000以上あればよい。
◎:16000以上、
○15000以上、16000未満、
△:14000以上、15000未満、
×:14000未満。
つぎに、降伏強度の変動を評価するために、焼鈍温度を変化させ、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。すなわち、同一成分で鋳造したスラブを同一熱延条件、冷延条件で原板を作成し、焼鈍工程では加熱と冷却条件は同一にして、焼鈍温度を720〜800℃の範囲に変動させて、めっき浴を通板後に室温まで10℃/秒の冷却速度で室温まで冷却したのち、0.3%の圧下率でスキンパス圧延を行う場合と、合金化処理を施してから室温まで10℃/秒の冷却速度で室温まで冷却したのち、0.3%の圧下率でスキンパス圧延を行う場合の双方について試験した。これらの鋼板の引張特性を評価した。その際、720〜730℃、730〜740℃、740〜750℃、750℃〜760℃、760℃〜770℃、770℃〜780℃、780℃〜790℃、790℃〜800℃のそれぞれの範囲について2点以上測定した。望ましくは3点以上の測定データがあるとよい。本実施例では、複数のコイルを用いて各々焼鈍温度を変化させて測定した。一本のコイルを用いて焼鈍温度を変化させて測定してもかまわない。降伏強度の変動の凡例を以下に示す。60MPa以下であればよい。
◎:焼鈍温度の範囲を720〜800℃とした場合の降伏強度の最大値と最小値の差が40MPa以下、
○:焼鈍温度の範囲を720〜800℃とした場合の降伏強度の最大値と最小値の差が40MPaを超え、60MPa以下、
×:焼鈍温度の範囲を720〜800℃とした場合の降伏強度の最大値と最小値の差が60MPaを超える場合。
この結果を表2に示す。
ミクロ組織は板厚断面を研磨したのち、レペラー法により腐食を行い、1000倍の倍率で金属顕微鏡にて観察した。レペラー腐食では軟質なフェライト相が着色され、硬質な低温変態相が白色のまま残存する。これによりフェライト相の分率及び低温変態相の平均粒径を求めた。平均粒径は長さ1.5μmの正方形のグリッドを用いてポイントカウントにより低温変態相の面積率を求めた。この組織写真とグリッドを図2に示す。カウントしたポイントの数は200点である。また、ポイントカウントで面積率を求めた領域に含まれる低温変態相の個数を数え、面積率と個数から結晶粒を円形とした場合の平均直径を計算した。この結果を表2に示した。
強度穴拡げバランスは、伸びフランジ成形性にて評価した。伸びフランジ成形性については鉄鋼連盟規格JFST1001−1996に示される穴拡げ試験により穴拡げ値λを用いて評価した。この場合も強度−穴拡げ値バランス(TS×λ[MPa・%])を求めて、伸びフランジ成形性の指標とし、結果を表2に示した。以下に凡例を示す。20000以上あればよい。
◎:24000以上、
○:22000以上、24000未満、
△:20000以上、22000未満、
×:20000未満。
ナノ硬さはJIS Z 2255に規定された超微小負荷硬さ方法に従い測定し、その測定荷重は1mNとした。平均ナノ硬さは100点の測定を行なった。フェライト硬さ、低温変態相硬さとも鋼板を切断してその板厚断面を研磨した後、電解腐食を行なうことによりミクロ組織を出現させ、SPM像の観察からフェライト相と低温変態相を判別してナノ硬さを測定した。低温変態相のナノ硬さの変動については、低温変態相がフェライト相の平均硬さの1〜5倍の範囲に含まれる割合により判定し、その結果を表2に示した。凡例を以下に示す。80%以上あればよい。
◎:100%、
○:90%以上100%未満、
△:80%以上90%未満、
×:80%未満。
スポット溶接性は次の条件で評価した。電極(ドーム型):先端径6mmφ、加圧力4.3kN、溶接電流:散り発生直前の電流(CE)kA及び(CE+1.5)kA、溶接時間:15サイクル、保持時間:10サイクル。溶接後、JIS Z 3137に従って、十字引張試験を行った。溶接電流を(CE)kAとする溶接を10回行い、その中の最低値をCTS(CE)とした。これに対し、溶接電流を散り発生領域である(CE+1.5)kAとする溶接を10回行った時のCTSの最低値をCTS(CE+1.5)とした。これら値の比(=CTS(CE+1.5)/CTS(CE))により以下のように評価した。0.7以上あればよい。
○:0.8以上
△:0.7以上0.8未満
×:0.7未満
めっき性、合金化反応はそれぞれ下記のように評価した。めっき性を示す凡例を下記に示す。
○:不めっきなし、
△:不めっき若干あり、
×:不めっき多数あり。
合金化反応性を示す凡例を下記に示す。
○:表面外観に合金化ムラなし、
△:表面外観に合金化ムラ若干あり、
×:表面外観に合金化ムラ多い。
上記の結果を表2に示した。どちらも×でなければ問題はない。
表1に示す化学成分を有するスラブとして符号AR〜BAを、実施例1と同様に表2に示す製造条件にて合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。なお、熱間圧延時の仕上げ温度はいずれもAr3点以上であった。この実験により亜鉛めっきの合金化に及ぼすSn添加の影響を検討した。
表1に示す化学成分を有するスラブとして符号A、C、Hを用いて、実施例1と同様に表2に示す製造条件にて溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造して実施例1と同様の評価を行った。なお、熱間圧延時の仕上げ温度はいずれもAr3点以上であった。この実験により鋼板の製造条件の影響を検討した。評価結果を表2に示す。これより本発明の鋼板はいずれも成形性、溶接性、めっき性に優れており、材質変動が小さいことがわかる。
Claims (2)
- 鋼の成分として、質量%で、
C:0.05〜0.1%、
Si:0.1〜1.0%、
Mn:2.0%〜2.5%、
Al:0.02〜0.1%、
Ti:0.01〜0.05%、
Cr:0.1〜1.0%、
Sn:0.0010〜0.1%、
残部Fe及び不可避的不純物を含有し、
不純物として、
P :0.03%以下、
S :0.01%以下、
Nb:0.001%以下、
V :0.001%以下、
W :0.001%以下、
Mo:0.001%以下、
Zr:0.001%以下、
B :0.0001%以下であって、
ミクロ組織としてフェライト相分率70〜90%、残部がマルテンサイトを含む低温変態相であり、
低温変態相の平均粒径が0.1〜1μm、
フェライト相と低温変態相の平均ナノ硬さの比が1.5〜3.0、
低温変態相のナノ硬さは測定点の80%以上でフェライト相の平均ナノ硬さの1〜5倍に入ることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項1に記載の鋼成分を有するスラブを1000〜1350℃に加熱した後に仕上げ圧延温度Ar3以上で熱間圧延後、600℃以下で捲取り、酸洗を施し、圧延率30〜70%、1パス当たりの圧下率30%以下で冷間圧延し、その後720℃以上で、かつ850℃もしくはAc3温度のどちらか低い温度以下の温度を焼鈍温度とする熱処理を行うにあたって、少なくとも600℃から焼鈍温度までの温度範囲を0.5℃/秒以上6℃/秒以下の加熱速度で加熱し、焼鈍温度で10秒以上保持したのち、少なくとも焼鈍温度から650℃までの温度範囲を5℃/秒以上の冷却速度で冷却し、さらに少なくとも600℃から500℃までの温度範囲を3℃/秒以下の冷却速度で冷却したのち、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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