JP5741412B2 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法 - Google Patents
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例えば、特許文献1には、残留オーステナイト鋼板について、冷間圧延後にオープン箱焼鈍による脱炭焼鈍を施して鋼板表層部を脱炭し、その後で連続焼鈍を施すことにより、曲げ性を向上させることが開示されている。
先ず、残留オーステナイト鋼板に優れた曲げ性を具備させる方法として、本発明者らは、特許文献1に開示されるような冷間圧延後に脱炭焼鈍を施す方法ではなく、熱間圧延工程における巻取後にスケール脱炭を生じさせる利用することを新たに着想した。すなわち、熱間圧延工程の巻取後において積極的にスケール脱炭を促進させることにより、脱炭焼鈍のような新たな工程を追加することなく、鋼板表層部を脱炭することを可能とするのである。
その結果、連続鋳造工程において特定のモールドフラックスを用いて連続鋳造するとともに、熱間圧延工程の粗熱間圧延後において特定の条件下でデスケーリングを施すことにより、残留オーステナイト鋼板の島状スケールの生成を抑制することができることを新たに見出した。
鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼帯であって、
前記鋼板は、質量%で、C:0.02%以上0.30%以下、Si:0.05%以上2.0%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.03%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.001%以上2.0%以下およびN:0.015%以下を含有する化学組成と、残留オーステナイトを2.0面積%以上含有する鋼組織と、下記式(1)を満足する板厚方向の硬度分布とを有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき層は、Fe濃度が3質量%以上20質量%以下であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、島状スケール模様の面積率が10%未満であり、かつ引張強さが590MPa以上であることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯:
Hb/Hs≧1.1 ・・・ (1)
式中、Hbは鋼板表面から板厚の1/4深さ位置におけるビッカース硬度であり、Hsは鋼板表面から10μm深さ位置におけるビッカース硬度である。
(a)質量%で、Cu:1.0%以下およびNi:1.0%以下からなる群から選択された1種または2種;
(b)質量%で、Ti:0.2%以下、Nb:0.1%以下、V:0.5%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下およびB:0.01%以下からなる群から選択された1種または2種以上;ならびに
(c)質量%で、REM:0.1%以下、Mg:0.01%以下、Ca:0.01%以下およびBi:0.1%以下からなる群から選択された1種または2種以上。
(A)溶鋼を、質量%で、P2O5:0.5%以上4.0%以下およびB2O3:1.0%以上8.0%以下を含有するモールドフラックスを用いるとともに、移動磁場による攪拌を施して連続鋳造することによりスラブとする連続鋳造工程;
(B)前記スラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを1180℃以上としてから5秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、850℃以上で圧延を完了し、5℃/秒以上200℃/秒以下の平均冷却速度で冷却して550℃以上の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;
(C)前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;
(D)前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(E)前記冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において750℃以上900℃以下の2相共存温度域に30秒間以上600秒間以下保持し、350℃以上550℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に10秒間以上100秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて470℃以上650℃以下の温度域に5秒間以上180秒間以下保持する合金化処理を施す連続溶融亜鉛めっき工程。
1.鋼板の化学組成
(1)C:0.02%以上0.30%以下
Cは鋼の強度を高める作用を有する元素であり、本発明においては590MPa以上の引張強さを確保するのに重要な元素である。C含有量が0.02%未満では590MPa以上の引張強さを確保することが困難となる。したがって、C含有量は0.02%以上とする。好ましくは0.03%以上である。一方、C含有量が0.30%超では靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、C含有量は0.30%以下とする。好ましくは0.20%以下である。
Siはフェライト生成元素であり、連続焼鈍においてフェライト生成を促して、後述するMnの作用と相俟ってオーステナイトへのCの濃化を促進することによりオーステナイトを安定化させる作用を有するので、最終製品においてオーステナイトを残留させて良好な延性を確保するのに有効な元素である。また、固溶強化により鋼の強度を高める作用を有する。Si含有量が0.05%未満では、2.0面積%以上の残留オーステナイト確保することが困難な場合がある。したがって、Si含有量は0.05%以上とする。好ましくは0.1%以上、さらに好ましくは0.5%以上である。
Mnはオーステナイト生成元素であり、連続焼鈍においてオーステナイトを確保して、上記Siの作用と相俟ってオーステナイトへのCの濃化を促進することによりオーステナイトを安定化させる作用を有するので、最終製品においてオーステナイトを残留させて良好な延性を確保するのに有効な元素である。また、変態強化により鋼の強度を高める作用を有する。Mn含有量が0.5%未満では、2.0面積%以上の残留オーステナイト確保することが困難な場合がある。したがって、Mn含有量は0.5%以上とする。好ましくは1.0%以上である。
Pは不純物として含有され、鋼の靱性を劣化させる作用を有する。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理工程において亜鉛と鉄との反応を抑制する。P含有量が0.03%を超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、P含有量は0.03%以下とする。
Sは不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を劣化させる作用を有する。S含有量が0.02%超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、S含有量は0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下である。
Alは脱酸により鋼を健全化する作用を有する。sol.Al含有量が0.001%未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、sol.Al含有量は0.001%以上とする。好ましくは0.01%以上であり、より好ましくは0.03%以上である。
Nは不純物として含有され、その含有量が過剰になると曲げ性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0.015%以下とする。好ましくは0.008%以下である。
CuおよびNiは、任意元素であり、いずれも鋼の強度を高める作用および溶融亜鉛めっき工程におけるめっき濡れ性を向上させる作用を有する元素である。したがって、これらの元素の1種または2種を含有させてもよい。
Ti、Nb、V、Cr、MoおよびBは、任意元素であり、いずれも鋼の焼入性を高める作用を有し、高強度化に有用な元素である。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。
REM(希土類元素)、Mg、CaおよびBiは、任意元素であり、REM、MgおよびCaは酸化物や硫化物を微細に球状化することにより、また、Biは凝固偏析を軽減することにより、しずれも曲げ加工性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。
鋼板の鋼組織は、残留オーステナイトを2.0面積%以上含有するものとする。
残留オーステナイトは、成形等により変形を受けた際にマルテンサイトに変態して変態誘起塑性を呈するので、高い強度と良好な延性とを高い次元で両立することを可能にする。残留オーステナイトの面積率が2.0%未満では、変態誘起塑性による延性向上作用を十分に得られない場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は2.0%以上とする。好ましくは3.0%超、さらに好ましくは5.0%以上である。本発明における残留オーステナイトの面積率は板厚の1/4深さ位置におけるものである。
鋼組織における残留オーステナイトの割合は、鋼組成以外に、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造過程における熱履歴、特に熱間圧延完了から巻取開始までの冷却速度、連続溶融亜鉛めっきにおけるめっき前の熱処理およびめっき後の合金化熱処理に依存して変動する。本発明では、それらの条件を調整して残留オーステナイトの面積率が2.0%以上となるようにすることができる。
鋼板の板厚方向の硬度分布は、下記式(1)を満足する。
Hb/Hs≧1.1 (1)
ここで、Hbは、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置におけるビッカース硬度であり、Hsは、鋼板表面から10μm深さ位置におけるビッカース硬度である。すなわち、Hbは鋼板の平均的な硬度であり、Hsは鋼板表層部の硬度である。式(1)は、鋼板表層部の硬度が鋼板の平均的な硬度より低いことを意味する。
上記式(1)を満たす鋼板板厚方向の硬度分布は、熱延鋼板の巻取後にスケール脱炭を行わせて、鋼板表面近傍を脱炭することにより得ることができる。
4.合金化溶融亜鉛めっき層のFe濃度
合金化溶融亜鉛めっき層は、Fe濃度が3質量%以上20質量%以下であるものとする。周知のように、このFe濃度は溶融亜鉛めっき後の合金化処理条件に依存する。
合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、島状スケール模様の面積率が10%未満であるものとする。「島状スケール模様」とは、熱延鋼板の表面に発生した島状スケールが酸洗と冷間圧延を経ても凹凸として鋼板表面に残り、それが溶融亜鉛めっき後にも目視で識別できる模様となって現れ、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の外観を悪化させるものである。
6.合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の機械特性
合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、590MPa以上の引張強さを有するものとする。
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、次に述べる方法により製造することができる。
連続鋳造工程においては、上記化学組成を有する溶鋼を、質量%で(以下同様)、P2O5:0.5%以上4.0%以下およびB2O3:1.0%以上8.0%以下を含有するモールドフラックスを用いるとともに移動磁場による攪拌を施して連続鋳造することによりスラブとする。
(1)溶融したモールドフラックスと溶鋼との界面張力が低く、溶鋼に溶融フラックスが濡れやすい場合には、鋳片表面に多くのモールドフラックスが付着し、スケール中のモールドフラックス由来成分の含有率が増える。
(3)モールドフラックス中にP2O5またはB2O3が含有されると、ファイアライト層中にこれら酸化物が濃化し、その融点を降下させる作用が強められる。
(2)熱間圧延工程
上記連続鋳造工程により得られたスラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、粗バーの温度を1180℃以上としてから5秒間以内に高圧水デスケーリングを施した後、仕上熱間圧延に供し、850℃以上で圧延を完了し、5℃/秒以上200℃/秒以下の平均冷却速度で冷却して550℃以上の温度域で巻き取って熱延鋼板とする。
酸洗および冷間圧延は常法に従って実施すればよい。酸洗工程では、巻取後に生成したスケールが除去され、鋼板表面近傍の脱炭により上記式(1)を満足する板厚方向の硬度分布が有する鋼板が得られる。冷間圧延における圧下率は特に制限されないが、一般には30〜70%の範囲内である。冷間圧延は多段圧延または一段圧延で実施できる。
冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において、750℃以上900℃以下の2相共存温度域に30秒間以上600秒間以下保持し、350℃以上550℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に10秒間以上100秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて470℃以上650℃以下の温度域に5秒間以上180秒間以下保持する合金化処理を施す。連続溶融亜鉛めっき設備では、還元炉での加熱前に冷延鋼板をまず無酸化炉で加熱するのが普通である。
表1に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施した。連続鋳造時には、溶鋼の冷却を調整するために、表2に示す化学組成を有するモールドフラックスを鋳型内に添加した。鋳造速度は、0.4〜2.0m/分とし、鋳片冷却水量は0.6〜2.5リットル/Kg・Steelの条件で行った。さらに、一部を除いて、試験連続鋳造機の鋳型内において移動磁場による溶鋼の攪拌を行った。こうして、幅1000mmで厚み50〜250mmのスラブを得た。液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、スラブ厚みの変更ならびに2次スプレー帯の水量を変更により調整した。
こうして得られた冷延鋼板をめっき基材として、縦型溶融めっきシミュレータを用いて、表3に示す条件で、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を実施した。すなわち、冷延鋼板を、表3に示すように、還元炉均熱温度にて還元炉均熱時間だけ保持した後に、中間保持帯保持温度まで冷却して中間保持帯保持時間だけ保持し、次いで溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに合金化処理温度まで加熱して合金化処理時間保持した。溶融亜鉛めっきでは、ワイピングノズルにて片面当りのめっき付着量が40mg/m2になるように調整し、めっき後の合金化処理はソルトバスを用いて行った。
1)鋼組織の評価
鋼板の鋼組織の種類は、ナイタール試薬により鋼板の圧延方向に平行な断面を腐食して、SEMを用いて各組織を特定した。残留オーステナイトの面積率に関しては、鋼板表層より板厚の1/4を化学研磨後、X線回折(XRD−6100,Co管球)を行い、オーステナイトとフェライトの特定格子面ピーク値から回折強度を計算し、値を求めた。
ビッカース硬度計(フィッシャースコープ社製Hm2000)を用いて鋼板の板厚の1/4位置から鋼板表層10μmまでの断面硬度を10μmピッチで測定した。
ビッカース硬さは、荷重と押込み深さから換算して硬度値として算出し、さらにHb/Hsの比、すなわち、鋼板表面から板厚1/4深さ位置での硬度と鋼板表面から10μm深さ位置での硬度値の比を求めた。
得られた鋼板に対して、次に示す引張試験および限界曲げ試験を実施した。
3−1)引張試験
各鋼板の圧延直角方向からJIS5号引張試験を採取した。試験方法はJIS Z2241に準じた。降伏点YP、引張強さTS、伸びEl、加工硬化指数n値(真ひずみ5%−15%)を測定した。
各鋼板の圧延直角方向から幅40mm、長さ200mmの試験片を採取した。試験片形状ならびに試験方法はJIS Z2248に準じた。曲げ半径は、密着から板厚の1倍、2倍、3倍、4倍にて実施し、その割れが発生しない限界板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。
目視観察により、鋼板表面における不めっきおよび合金化過処理ムラの有無を確認した。また、鋼板表面の像をスキャナで転写後、粒子解析により島状スケール模様の面積率を算出した。これらの結果から、以下の基準により鋼板表面外観を評価した。
△:島状スケール模様面積率10%以上〜20%未満
×:島状スケール模様面積率20%以上
5)合金化溶融亜鉛めっき層中のFe濃度
合金化溶融亜鉛めっき層中のFe濃度は、合金化処理後の試料から25mmφの試料を採取し、0.5vol%インヒビター(商品名:朝日化学製「イビット710N」)を含有した10%HCl水溶液でめっき層を溶解し、ICP法でめっき層の組成分析を行うことにより求めた。
Claims (5)
- 鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼帯であって、
前記鋼板は、質量%で、C:0.02%以上0.30%以下、Si:0.05%以上2.0%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.03%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.001%以上2.0%以下およびN:0.015%以下を含有する化学組成と、残留オーステナイトを2.0面積%以上含有する鋼組織と、下記式(1)を満足する板厚方向の硬度分布とを有し、
前記合金化溶融亜鉛めっき層は、Fe濃度が3質量%以上20質量%以下であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき鋼帯は、島状スケール模様の面積率が10%未満であり、かつ引張強さが590MPa以上であることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
Hb/Hs≧1.1 ・・・ (1)
式中、Hbは鋼板表面から板厚の1/4深さ位置におけるビッカース硬度であり、Hsは鋼板表面から10μm深さ位置におけるビッカース硬度である。 - 前記化学組成が、質量%で、Cu:1.0%以下およびNi:1.0%以下からなる群から選択された1種または2種をさらに含有する請求項1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
- 前記化学組成が、質量%で、Ti:0.2%以下、Nb:0.1%以下、V:0.5%以下、Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下およびB:0.01%以下からなる群から選択された1種または2種以上をさらに含有する請求項1または請求項2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
- 前記鋼組成が、質量%で、REM:0.1%以下、Mg:0.01%以下、Ca:0.01%以下およびBi:0.1%以下からなる群から選択された1種または2種以上をさらに含有する請求項1〜請求項3のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯。
- 下記工程(A)〜(E)を有することを特徴とする請求項1〜請求項4のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼帯の製造方
法:
(A)溶鋼を、質量%で、P2O5:0.5%以上4.0%以下およびB2O3:1.0%以上8.0%以下を含有するモールドフラックスを用いるとともに、移動磁場による攪拌を施して連続鋳造することによりスラブとする連続鋳造工程;
(B)前記スラブに粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを1180℃以上としてから5秒間以内に高圧水デスケーリングを施して仕上熱間圧延に供し、850℃以上で圧延を完了し、5℃/秒以上200℃/秒以下の平均冷却速度で冷却して550℃以上の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;
(C)前記熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする酸洗工程;
(D)前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(E)前記冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっき設備の還元炉において750℃以上900℃以下の2相共存温度域に30秒間以上600秒間以下保持し、350℃以上550℃以下の温度域まで冷却して、この温度域に10秒間以上100秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、続いて470℃以上650℃以下の温度域に5秒間以上180秒間以下保持する合金化処理を施す連続溶融亜鉛めっき工程。
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