JP5250938B2 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用鋼板としての用途に用い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に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となっている。しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、すなわち成形加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を兼備した材料の開発が望まれている。
このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼が開発されてきた。
これらの鋼板は実使用時の防錆向上を目的に表面にめっきを施す場合があるが、めっき鋼板としては、プレス性、スポット溶接性、塗装密着性を確保する観点から、溶融亜鉛めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が多用されており、それに関して種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１では、多量のＳｉを添加することにより残留γを確保し、高延性を達成する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、Ｓｉはめっき性を低下させるため、このような高Ｓｉ鋼にめっきをつけるには、Ｎｉのプレめっきや特殊な薬剤の塗布を行ったり、鋼板表面の酸化物層を還元し、酸化膜厚を適当に制御するなどの煩雑な工程が必要となる。
また、特許文献２では、めっき性に対して悪影響の小さいＡｌをＳｉの代わりに添加することにより、めっき濡れ性およびパウダリング性を改善した延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、実際のプレス成形においては延性の向上の他に形状凍結性の改善も大きな課題となっている。
鋼板を高強度化することにより降伏強度も上昇し、プレス成形時のスプリングバック量が大きくなり、形状凍結性が低下する。このような形状凍結性の低下は降伏比を下げることにより改善可能となり、特許文献３には低降伏比型の冷延鋼板が提案されている。しかし、この鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板に適用すると、亜鉛浴の温度が４５０℃を超える高温であるということと、５００℃を超える合金化処理が必要になるため、低降伏比を達成することが困難となる。
さらに、特許文献４では、Ｓｉ、Ａｌ、そしてＭｎ含有量をバランスさせ、かつ焼鈍後に低温短時間保持させて、Ｃを多く含むマルテンサイト相を得ることで、低降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。しかし、この提案された技術は、ＤＰ鋼に関する技術であり、ＤＰ鋼は残留オーステナイトの歪誘起変態に起因した延性の向上（ＴＲＩＰ効果）を活用することができないため、十分な延性を有しているとは認められ難い。
特開平１１−２７９６９１号公報 特開２００２−０３０４０３号公報 特開２００２−３１７２４９号公報 特開２００４−１１５８４３号公報
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めっき性を得ることができ、合金化溶融亜鉛めっき後に、優れた延性および低降伏比を達成することができる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明において、「高強度」とは、ＴＳが３４０ＭＰａ以上になる強度を有することを意味する。
本発明者らは、延性に優れる低降伏比型高強度合金化亜鉛めっき鋼板を得るため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、Ａｌと複合してＣｒ、Ｖ、Ｍｏを添加することにより合金化溶融亜鉛めっき鋼板における大幅な降伏比の低下が可能となり、降伏比５５％以下を達成することができるとともに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ，Ａｌの量を適切に調整することにより合金化溶融亜鉛めっき性を低下させることなく残留オーステナイトを増加させて優れた延性が得られることを見出した。
ＡｌとＣｒ、Ｖ、Ｍｏの複合添加により低降伏比となる理由については必ずしも明確ではないが、以下のようなものであると考えられる。すなわち、Ａｌはフェライト中の固溶Ｃを第２相に排出し、フェライトの清浄化に有効に働き、降伏比を低下させる。一方、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏを添加することより高温短時間でのオーステンパ処理で残留オーステナイトを生成させることが可能となる。このように生成した残留オーステナイト中の固溶Ｃ量は少なく、少ない歪量でマルテンサイトに変態し、その周りに歪場を形成し降伏応力を低下させる。このような歪場の形成による降伏応力の低下は、Ａｌ添加により清浄化され固溶Ｃ量が減少したフェライトの周りで起こることにより、より有効に生じるものと考えられる。
本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（５）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜２．０％（０．５％以下を除く）、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．３〜２％、Ｎ：０．００５％未満、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ：０．１０〜２．００％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、体積率で３〜２０％の残留オーステナイト相を含むことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜２．０％（０．５％以下を除く）、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．３〜２％、Ｎ：０．００５％未満、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、Ｎ≦０．００７％−（０．００３×Ａｌ）％、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ：０．１０〜２．００％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、体積率で３〜２０％の残留オーステナイト相を含むことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）上記（１）または（２）において、質量％で、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１％以下の１種または２種をさらに含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）上記（１）〜（３）のいずれかにおいて、質量％で、ＣａおよびＲＥＭの１種または２種を合計で０．０１％以下をさらに含有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の組成を有する鋼を溶製し、鋳造、熱間圧延、冷間圧延を施した後、７３０〜９００℃の温度域で焼鈍し、その後、３〜１００℃／ｓで冷却し、３５０〜６００℃の温度域で９０秒超２５０秒以下保持し、その後溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃で合金化を行なうことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めっき性を得ることができ、合金化溶融亜鉛めっき後に、優れた延性および５５％以下の低降伏比を達成することができる。
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。以下において％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃはオーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満では、鋼板の強度の確保と同時に、残留オーステナイト量を確保して高延性を達成することが難しい。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。このため、Ｃ量を０．０５〜０．２５％の範囲とする。
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは鋼の強化に有効な元素である。また、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。しかし、Ｓｉ量が２．０％を超えるとめっき性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ量を２．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。
Ｍｎ：１〜３％
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの増加に必要な元素である。しかし、Ｍｎ量が１％未満ではこのような効果を得難く、一方、３％を超えると、過度の第２相分率の増加や固溶強化量の増加により強度上昇が著しくなり、延性の低下を招く。したがって、Ｍｎ量を１〜３％の範囲とする。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えると、粒界偏析により脆化を引き起こし、衝撃特性を劣化させる。したがって、Ｐ量を０．１％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、製造コストの面から０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．３〜２％
Ａｌはフェライトの清浄化に有効に作用し、鋼の降伏比を低下させる。しかし、Ａｌ量が０．３％未満ではその効果が不十分である。一方、Ａｌ量が２％を超えると鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。したがって、Ａｌ量を０．３〜２％の範囲とする。
Ｓｉ＋Ａｌ≧０．６％
Ａｌはまた、Ｓｉと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、かつ炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きがある。そして、このような効果はＡｌとＳｉの量の合計が０．６％未満では不十分であり十分な延性が得られない。したがって、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．６％とする。
Ｎ：０．００５％未満
Ｎは不可避的不純物であり、窒化物を形成する。そして、その量が０．００５％以上になると窒化物の形成による高温および低温での延性が低下する。したがって、Ｎ量を０．００５％未満とする。
Ｎ≦０．００７％−（０．００３×Ａｌ）％
Ｎ量が増加にともなってＡｌＮの析出量が増加すると、連続鋳造時のスラブ割れを引き起こしやすくなる。したがって、連続鋳造時のスラブ割れを防止する必要がある場合には、これを回避するために、Ｎ量を０．００５％未満とした上で、さらにＮ≦０．００７％−（０．００３×Ａｌ）％を満足するようにする。
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ：それぞれ１％以下
Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ：０．１〜２％
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは鋼の低降伏比化に有効な元素である。その効果はＡｌと複合して添加することにより顕著となる。しかし、それぞれ１％を超えて添加してもその効果は飽和する。また、その効果は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏの合計が０．１％未満では不十分であり、逆にこれらの合計が２％を超えると過度の強度上昇による延性の低下およびめっき性の劣化が懸念される。このため、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏをそれぞれ１％以下とし、これらの合計を０．１〜２％とする。
Ｔｉ、Ｎｂ：それぞれ０．００５％未満
Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物となって析出することにより鋼を強化する。しかし、このような析出強化は降伏応力を増加させ、低降伏比化には不利となる。そして、そのような降伏応力の増加はそれぞれの添加量が０．００５％以上で見られるようになる。したがって、Ｔｉ、Ｎｂの量は、それぞれ０．００５％未満とする。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは鋼の強化に有効に働くので必要に応じて添加することができる。しかし、０．００５％を超えると過度に強度が上昇し、加工性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合には、その量を０．００５％以下とする。
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、オーステナイトを残留させるとともに強度上昇にも効果があるので必要に応じて添加することができる。ただし、１％を超えて添加してもその効果は飽和し、逆にコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉを添加する場合には、その量を１％以下とする。
ＣａまたはＲＥＭ：１種または２種を合計で０．０１％以下
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これらにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有するので必要に応じて添加することができる。このような効果は、これらの合計で０．０１％を超えると飽和する。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、これらの１種または２種を合計で０．０１％以下とする。
なお、以上の元素および残部のＦｅの他、製造過程で各種不純物元素および製造過程で必須な微量添加元素等が不可避的に混入するが、このような不可避的な不純物は本発明の効果に特に影響を及ぼすものではなく、許容される。
次に、鋼板の金属組織について説明する。
残留オーステナイト相：体積率で３〜２０％
本発明において、残留オーステナイト相は、歪誘起変態を有効に活用し、高延性を得るために必須であり、その体積率の制御は極めて重要である。本発明では、高延性を確保する観点より、残留オーステナイト相は少なくとも３％以上とすることが好ましい。一方、残留オーステナイト相が２０％を超える場合は、成形後に多量のマルテンサイトが生成し、脆性が大きくなり、脆性を許容範囲内に抑制する必要が生じる場合があるため、残留オーステナイト量は２０％以下とすることが好ましい。本発明の鋼板の金属組織としては、主相であるフェライト相と残留オーステナイト相を含む第２相からなるが、フェライト相の体積率は、高延性を確保する観点より、４０〜９０％が好ましい。また、残留オーステナイト相以外の第２相として、ベイナイト相、マルテンサイト相、パーライト相の体積率が合計で７〜５０％であることが好ましい。
次に本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。
本発明においては、上記成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により鋳片とし、熱間圧延し、冷間圧延を行なうが、これらの条件は特に限定されない。その後、連続溶融めっきラインで７３０〜９００℃の温度域で焼鈍し、３〜１００℃／ｓで冷却して、３５０〜６００℃の温度域で３０〜２５０秒保持し、その後溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃で合金化を行なう。
焼鈍温度：７３０〜９００℃
オーステナイト単相またはオーステナイト相とフェライト相の２相域で焼鈍を行なうが、焼鈍温度が７３０℃未満の場合は、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず、目標とする特性が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる第２相からのフェライトの核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。したがって、焼鈍温度は７３０〜９００℃とする。
冷却速度：３〜１００℃／ｓ
冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、パーライトが多量に析出し、未変態オーステナイト中の固溶Ｃ量が大幅に低下するため、目標とする組織が得られない場合がある。また、冷却速度が１００℃／ｓを超える場合には、フェライトの成長が抑えられ、フェライトの体積率が著しく減少するため、十分な延性を確保できなくなる場合がある。したがって、冷却速度は３〜１００℃／ｓとする。
保持温度：３５０〜６００℃
保持温度が６００℃を超える場合には、未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、逆に、３５０℃未満の場合には、下部ベイナイト変態によりベイティックフェライト中に炭化物が析出して、いずれも、安定した残留オーステナイトが十分に得られない。したがって、保持温度は３５０〜６００℃とする。安定して残留オーステナイトを生成させるためには、５００℃以下が好ましい。
保持時間：３０〜２５０秒
保持時間は、残留オーステナイトの制御に関して、極めて重要な役割を果たす。つまり、保持時間が３０秒未満の場合には、未変態オーステナイトの安定化が進まず、残留オーステナイト量を確保することができないため、所望の特性が得られない。一方、保持時間が２５０秒を超える場合には、本発明の目的である固溶Ｃ量の少ないオーステナイト相を得ることができず、少ない歪量でマルテンサイト相に変態させ、その周囲に発生した歪場により低降伏応力を得ることが困難となる。したがって、保持温度は３０〜２５０秒とする。未変態オーステナイト安定化の観点からは、保持時間は、６０秒超えが好ましく、さらに好ましくは９０秒超えである。また、降伏応力を低下させるためには、２００秒以下が好ましい。
合金化処理温度：４７０〜６００℃
上記保持処理後、さらに溶融亜鉛めっきを施した後の合金化処理温度は、めっき浴温度以上である必要があり、このため４７０℃を下限とする。また、合金化温度が６００℃超えであれば、上述した保持温度が６００℃を超える場合と同様に、未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、安定した残留オーステナイトを得ることができなくなる。したがって、合金化処理温度は４７０〜６００℃とする。
なお、本発明の製造条件において規定した、焼鈍温度、保持温度、合金化処理温度は、上記の範囲内であれば保持温度は一定である必要はない。また、冷却速度が冷却中に変化した場合においても上記の範囲内であれば構わない。さらに、めっき条件については、通常操業範囲内であればよく、目付量が２０〜７０ｇ／ｍ２、めっき層中のＦｅ量が６〜１５％程度とすればよい。
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋳片とした。そのときのスラブの割れの発生の有無を表１に合わせて示す。割れの発生はスラブを室温まで冷却した後に目視での判定に加えてカラーチェックでの判定も行った。
得られたスラブを１２５０℃に加熱した後、仕上圧延温度９００℃で熱間圧延を行い、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後、酸洗し、さらに冷間圧延を行って板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。その後、連続溶融亜鉛めっきラインで表２に示す条件で熱処理後、５０／５０ｇ／ｍ２のめっきを施し、めっき層中のＦｅ量を９％となるように合金化処理を施した。
得られた鋼板について、０．５％の調質圧延を施し、機械的特性を調査した。機械的特性としては、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥＬを測定した。引張試験は歪み速度６．７×１０−３ｓ−１で行った。これらの測定値と、降伏比ＹＲおよびＴＳ×ＥＬの値を併せて表２に示す。
表２に示すように、本発明の組成および製造条件を満たす本発明鋼板であるＮｏ．１、２、５、６、８、１１、１２、１４、１６、１８、２２は、いずれも降伏比が５５％以下と低い値を示し、引張強さＴＳ、伸びＥＬとも十分な値を示していた。これに対して、本発明の組成および製造条件から外れる比較鋼板であるＮｏ．９、１０、１７、１９、２０、２５〜２７、２９〜３８は、降伏比ＹＲ、引張強さＴＳ、伸びＥＬ、およびこれらのバランスの一つ以上が好ましい範囲をはずれていた。また、表１に示すように、本発明鋼板の中でＮ≦０．００７％−（０．００３×Ａｌ）％を満たすＡ〜Ｋは、スラブ割れも生じなかった。
Figure 0005250938
Figure 0005250938

Claims (5)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜２．０％（０．５％以下を除く）、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．３〜２％、Ｎ：０．００５％未満、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ：０．１０〜２．００％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、体積率で３〜２０％の残留オーステナイト相を含むことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜２．０％（０．５％以下を除く）、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．３〜２％、Ｎ：０．００５％未満、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、Ｎ≦０．００７％−（０．００３×Ａｌ）％、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ：０．１０〜２．００％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、体積率で３〜２０％の残留オーステナイト相を含むことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 質量％で、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１％以下の１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 質量％で、ＣａおよびＲＥＭの１種または２種を合計で０．０１％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の組成を有する鋼を、溶製し、鋳造、熱間圧延、冷間圧延を施した後、７３０〜９００℃の温度域で焼鈍し、その後、３〜１００℃／ｓで冷却し、３５０〜６００℃の温度域で９０秒超２５０秒以下保持し、その後溶融亜鉛めっきした後、４７０〜６００℃で合金化を行なうことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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