JP5874333B2 - 高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の足まわり部品などに好適な伸びおよび伸びフランジ性などの加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板、特に、815〜1000MPaの引張強度TSを有する安価な高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車車体の軽量化を図るために、自動車の足まわり部品などには低コストの高強度熱延鋼板が多用されつつある。
これまで、熱延鋼板の高強度化には、a) フェライト相中にSiなどを固溶させた固溶強化法、b) フェライト相中にTi、Nb、Ｖなどの炭窒化物を形成させた析出強化法c) マルテンサイト相あるいはベイナイト相などの硬質相を用いた組織強化法、あるいはd) これらの方法を併用した強化法が利用されており、要求される特性に応じて種々の高強度熱延鋼板が開発されている。
なかでも、特許文献1には、質量%で、C:0.07〜0.15%、Si:0.3%以下、Mn:0.5〜2.0%、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.06%以下、N:0.006%以下、Mo:0.3〜0.7%、Ti:0.15〜0.35%を含み、残部が実質的にFeからなり、実質的にフェライト単相組織であり、原子%でMo/(Ti+Mo)≧0.25を満たす範囲でTiおよびMoを含む粒径が10nm未満の微細な析出物(炭化物)が分散析出しているTSが950〜1000MPaの加工性、特に伸びおよび伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板が開示されている。また、特許文献2には、質量%で、C<0.10%、Ti:0.03〜0.10%、Mo:0.05〜0.6%を含み、Feを主成分とし、フェライト単相組織のマトリックス中に粒径が10nm未満の微細析出物が分散析出しているTSが820MPa前後のプレス加工性に優れた薄鋼板が提案されている。
一方、高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板としては、これまで、フェライト相に分散させたマルテンサイト相などの硬化相により高強度化を図る組織強化型の鋼板が検討されている。例えば、特許文献3には、重量比にて、C:0.005〜0.15%、Mn:0.3〜2.0%、Cr:0.03〜0.8%を含有する薄鋼板を連続亜鉛めっきラインによって合金化溶融亜鉛めっきする合金化亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法において、前記鋼板をAc1変態点とAc3変態点間の温度に加熱する工程と、前記加熱温度よりの冷却途中450〜550℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し更に500℃とAc1変態点間の温度範囲に加熱し合金化処理を行う工程と、前記合金化処理後引続き300℃以下まで冷却する工程と、を有して成り、前記Ac1変態点〜Ac3変態点間の加熱温度より溶融亜鉛めっきを施すまで、および合金化処理後300℃以下まで冷却する冷却工程における冷却速度を、logCR=-3.11Cr-1.93Mn+4.61で与えられる臨界冷却速度CR(℃/sec)以上とすることを特徴とする加工性の良好な合金化亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献4には、重量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P:≦0.1%、Ti>４NかつTi≦0.05%、Nb:≦0.1%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であることを特徴とする、引張強度800MPa以上の成型性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
しかしながら、特許文献1や2に記載の鋼板では、高価なMoを用いたり、熱間圧延前の加熱温度を1250℃以上にする必要があり、製造コスト高は避けられない。
また、最近では、耐食性の観点から、こうした高強度熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板の必要性が非常に高くなっているが、特許文献3に記載の方法で製造された合金化亜鉛めっき高張力熱延鋼板では、高々520MPaのTSしか得られず、曲げ加工性に劣るという問題がある。さらに、特許文献4の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき性に劣るという問題もある。
本発明は、伸びおよび伸びフランジ性に優れ、815〜1000MPaのTSを有する安価な高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討したところ、フェライト相中に、特許文献1に開示されているようなTiとMoを含む炭化物の代わりに、Vの炭化物(VC)を析出させ、かつP量を0.060質量%以上にすることが効果的であることを見出した。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、鋼板が、質量%で、C:0.07〜0.10%、Si+Al:0.50%以下、Mn:1.0〜1.5%、P:0.060〜0.200%、N:0.0020〜0.0045%、Ti:0.010〜0.02%、V:0.23〜0.60%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト単相であり、前記フェライト相にはサイズが10nm未満のVCがVの析出量で0.15質量%以上析出しているミクロ組織を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板を提供する。ここで、炭化物のサイズとは、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の[001]方位から観察される正方板状のVCにおいて、21/2×L(L:正方板の1辺の長さ)で表せるVCのサイズを複数個のVCに対して求め、算術平均した値のことである。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、上記の組成を有する鋼を、1100℃以上に加熱後、880℃以上の仕上温度で熱間圧延し、10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却後、480〜650℃の巻取温度で巻取り、酸洗後、還元雰囲気中で600〜700℃で10〜90秒保持の焼鈍を行い、亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、めっき層の合金化処理を行う方法により製造できる。
本発明により、伸びおよび伸びフランジ性に優れ、815〜1000MPaのTSを有する安価な高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、自動車の足まわり部品などに好適である。
本発明では、フェライト相中にサイズが10nm未満のVCをVの析出量で0.15質量%以上析出させて、伸びおよび伸びフランジ性を劣化させることなく高強度化を図っている。特許文献1に開示されているようなTiとMoを含む炭化物の代わりにVCを用いているので高価なMoの使用は必要なく、また、VCは低温で溶解しやすいので熱間圧延前の加熱温度を低下でき、製造コストを大幅に低減できることになる。また、VCはTiとMoを含む炭化物に比べ粗大化しやすいが、Pにより熱間圧延後に析出するVCの成長が抑制されるので、VCのサイズを10nm未満に容易に制御できることになる。
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
1) 成分組成
C:0.07〜0.10%
CはVCとしてフェライト相中に微細に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。C量が0.07%未満だと815MPa以上のTSが得られず、0.10%を超えるとベイナイト相やパーライトなどの硬質相が形成されやすくなり、伸びや伸びフランジ性の劣化を招く。したがって、C量は0.07〜0.10%とする。
C:0.07〜0.10%
CはVCとしてフェライト相中に微細に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。C量が0.07%未満だと815MPa以上のTSが得られず、0.10%を超えるとベイナイト相やパーライトなどの硬質相が形成されやすくなり、伸びや伸びフランジ性の劣化を招く。したがって、C量は0.07〜0.10%とする。
Si+Al:0.50%以下
SiやAlは、A3変態温度を上昇させる元素であり、その合計の含有量が0.50%を超えると熱間圧延前に鋼をオーステナイト化するための加熱温度を上昇せざるを得ず、製造コスト高を招く。したがって、Si+Al量は0.50%以下とする。
SiやAlは、A3変態温度を上昇させる元素であり、その合計の含有量が0.50%を超えると熱間圧延前に鋼をオーステナイト化するための加熱温度を上昇せざるを得ず、製造コスト高を招く。したがって、Si+Al量は0.50%以下とする。
Mn:1.0〜1.5%
Mnは、固溶強化能の高い元素であるため鋼の強度レベルの調整に、また、鋼の変態温度を低下させるため熱間圧延前の加熱温度低下に効果的である。このような効果を得るには、Mn量を1.0%以上とする必要がある。一方、Mn量が1.5%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されたり、その偏析によりバンド状組織が形成され、伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、Mn量は1.0〜1.5%とする。
Mnは、固溶強化能の高い元素であるため鋼の強度レベルの調整に、また、鋼の変態温度を低下させるため熱間圧延前の加熱温度低下に効果的である。このような効果を得るには、Mn量を1.0%以上とする必要がある。一方、Mn量が1.5%を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されたり、その偏析によりバンド状組織が形成され、伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、Mn量は1.0〜1.5%とする。
P:0.060〜0.200%
上述したように、PはVCの微細化を促進し、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.060%以上にする必要がある。一方、P量が0.200%を超えると粒界偏析が顕著になって伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、P量は0.060〜0.200%とする。
上述したように、PはVCの微細化を促進し、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.060%以上にする必要がある。一方、P量が0.200%を超えると粒界偏析が顕著になって伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、P量は0.060〜0.200%とする。
N:0.0020〜0.0045%
N量が0.0045%を超えると粗大なTiNが形成され、伸びや伸びフランジ性が劣化する。一方、N量を0.0020%未満に制御するには製鋼工程で特別の処理が必要となり製造コスト高を招く。したがって、N量は0.0020〜0.0045%とする。
N量が0.0045%を超えると粗大なTiNが形成され、伸びや伸びフランジ性が劣化する。一方、N量を0.0020%未満に制御するには製鋼工程で特別の処理が必要となり製造コスト高を招く。したがって、N量は0.0020〜0.0045%とする。
Ti:0.010〜0.02%
本発明では、TiはNをTiNとして析出させるためのみに添加する。Ti量が0.010%未満だとNをすべてTiNと析出させることができず、0.02%を超えるとTiCが形成され、本発明に必要な微細なVCの形成を阻害する。したがって、Ti量は0.010〜0.02%とする。
本発明では、TiはNをTiNとして析出させるためのみに添加する。Ti量が0.010%未満だとNをすべてTiNと析出させることができず、0.02%を超えるとTiCが形成され、本発明に必要な微細なVCの形成を阻害する。したがって、Ti量は0.010〜0.02%とする。
V:0.23〜0.60%
上述したように、VはVCとしてフェライト相中に微細に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。V量が0.23%未満だと十分な量のVCが析出しないため、815MPa以上のTSが得られなくなるとともに、セメンタイトやパーライトが生成して伸びおよび伸びフランジ性が劣化する。一方、V量が0.60%を超えるとTSが1000MPaを超え、伸びが劣化する。したがって、V量は0.23〜0.60%とする。
上述したように、VはVCとしてフェライト相中に微細に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。V量が0.23%未満だと十分な量のVCが析出しないため、815MPa以上のTSが得られなくなるとともに、セメンタイトやパーライトが生成して伸びおよび伸びフランジ性が劣化する。一方、V量が0.60%を超えるとTSが1000MPaを超え、伸びが劣化する。したがって、V量は0.23〜0.60%とする。
残部はFeおよび不可避的不純物である。
2) ミクロ組織
ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイト、パーライトなどの粗大な硬質相が存在すると伸びおよび伸びフランジ性の劣化を招くので、マトリックスはフェライト単相からなる組織とする。
ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイト、パーライトなどの粗大な硬質相が存在すると伸びおよび伸びフランジ性の劣化を招くので、マトリックスはフェライト単相からなる組織とする。
しかし、フェライト単相からなる組織にしただけでは、815MPa以上のTSが得られない。そこで、本発明では、上述したように、サイズが10nm未満の微細なVCをフェライト相中にVの析出量で0.15質量%以上析出させて高強度化を図っている。目標とする815〜1000MPaのTSは、上記したC、V、P量により微細なVCのサイズと量を制御するとともに、Si、Al、Mnなどの固溶強化能を有する元素の量を調整することにより達成される。
VCのサイズが10nm未満であれば、析出量が十分である条件のもとで、大きな析出強化能が得られる。一方、VCのサイズが10nm以上であると本発明の成分範囲では、析出量を十分に確保しても、析出の個数密度低下が避けられず、析出強化能は高々200MPa程度となり、815MPaを超えるTSが得られない。
VCの量がVの析出量で0.15質量%以上かつ上記サイズを満足することにより、大きな析出強化が達成可能である。Vの析出量が0.15質量%未満の場合は、固溶炭素が過剰に残存しているため、伸びおよび伸びフランジ性の低下を招く。析出量の上限は特に規定しないが、Vの析出量が0.35質量%を超える程度に析出を促進すると、析出およびフェライト結晶粒の粗大化により、急激な強度低下を招く。
ここで、Vの析出量は、特許文献5に記載の方法にしたがって求めた。すなわち、対象析出物が非常に微細であるため、抽出した析出物を直接定量する一般的な析出物量の求め方では精度が出ないので、ここでは試料を非水溶媒系電解液中で所定量だけ電解した後、金属試料の残部を電解液から取り除き、次いでこの電解液の一部を採取し分析溶液とし、ICP質量分析法を用いてVおよび比較元素としてFeの液中濃度を測定した。得られた濃度を基に、Feに対するVの濃度比を算出し、さらに、試料中のFe量(質量%)を乗じることで、固溶V量(質量%)を求めた。試料中のFe量(質量%)は、Fe以外の組成値の合計を100質量%から減算することで求めることができる。このようにして求めた固溶V量を、鋼の添加V量から差し引くことにより、Vの析出量とした。
3) 製造条件
熱間圧延前の加熱温度:1100℃以上
熱間圧延後にサイズが10nm未満の微細なVCをフェライト相中に析出させて高強度化を図るには、鋼中に析出している粗大なVCを熱間圧延前に加熱して溶解させる必要がある。特許文献1に開示されているようなTiとMoを含む炭化物では、炭化物の溶解のために1250℃以上に加熱する必要があるが、VCの場合は、P量を0.060%以上にすると1100℃以上の加熱で十分に溶解することが可能である。したがって、熱間圧延前の加熱温度は1100℃以上とする。なお、製造コストを低減する観点からは、1250℃未満の温度で加熱する必要があるが、1250℃以上の温度に加熱しても高強度化が図れることには変わりがない。
熱間圧延前の加熱温度:1100℃以上
熱間圧延後にサイズが10nm未満の微細なVCをフェライト相中に析出させて高強度化を図るには、鋼中に析出している粗大なVCを熱間圧延前に加熱して溶解させる必要がある。特許文献1に開示されているようなTiとMoを含む炭化物では、炭化物の溶解のために1250℃以上に加熱する必要があるが、VCの場合は、P量を0.060%以上にすると1100℃以上の加熱で十分に溶解することが可能である。したがって、熱間圧延前の加熱温度は1100℃以上とする。なお、製造コストを低減する観点からは、1250℃未満の温度で加熱する必要があるが、1250℃以上の温度に加熱しても高強度化が図れることには変わりがない。
熱間圧延の仕上温度:880℃以上
仕上温度が880℃未満だと圧延組織が残留し、伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、仕上温度は880℃以上とする。なお、仕上温度が930℃を超えると十分に再結晶したオーステナイト組織からの変態になるのでフェライト組織が粗大化し、母相組織の強度が顕著に低下するため、仕上温度は930℃以下とすることが好ましい。
仕上温度が880℃未満だと圧延組織が残留し、伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、仕上温度は880℃以上とする。なお、仕上温度が930℃を超えると十分に再結晶したオーステナイト組織からの変態になるのでフェライト組織が粗大化し、母相組織の強度が顕著に低下するため、仕上温度は930℃以下とすることが好ましい。
本発明では、連続鋳造後の鋼をそのまま熱間圧延する直送圧延の技術も適用することができる。このとき、880℃以上の仕上温度を確保するために、熱間圧延前に補助的な加熱を行うこともできる。
熱間圧延後の平均冷却速度:10℃/秒以上
熱間圧延後の平均冷却速度が10℃/秒未満だと冷却中にパーライト変態やVCの粗大化が起こり、伸びや伸びフランジ性が劣化するとともに、高強度化が図れない。したがって、熱間圧延後の平均冷却速度は10℃/秒以上にする必要がある。
熱間圧延後の平均冷却速度が10℃/秒未満だと冷却中にパーライト変態やVCの粗大化が起こり、伸びや伸びフランジ性が劣化するとともに、高強度化が図れない。したがって、熱間圧延後の平均冷却速度は10℃/秒以上にする必要がある。
巻取温度:480〜650℃
表面外観が重要視される亜鉛めっき鋼板においては、パウダリングや不めっき回避のために、熱間圧延後の鋼板は低温で巻取られることが望まれる。ただし、巻取温度が480℃未満では、VCの核生成が不十分となり、その後の亜鉛めっき処理前の焼鈍で815MPa以上のTSを得るために必須である微細なVCの十分な析出量の確保が困難になる。一方、巻取温度が650℃を超えると、めっき表面の外観不良を招くうえに、VCが粗大化し始めるので、815MPa以上のTSを確保が困難になる。したがって、巻取温度は480〜650℃とする。
表面外観が重要視される亜鉛めっき鋼板においては、パウダリングや不めっき回避のために、熱間圧延後の鋼板は低温で巻取られることが望まれる。ただし、巻取温度が480℃未満では、VCの核生成が不十分となり、その後の亜鉛めっき処理前の焼鈍で815MPa以上のTSを得るために必須である微細なVCの十分な析出量の確保が困難になる。一方、巻取温度が650℃を超えると、めっき表面の外観不良を招くうえに、VCが粗大化し始めるので、815MPa以上のTSを確保が困難になる。したがって、巻取温度は480〜650℃とする。
巻取り後の鋼板は、その後に亜鉛めっき処理が施されるので、表面のスケールを除去するために酸洗する必要がある。
亜鉛めっき処理前の焼鈍：還元雰囲気中で600〜700℃で10〜90秒保持
亜鉛めっき処理前の焼鈍は、815〜1000MPaのTSを得るために必須である微細なVCを十分に析出させるために行われる。焼鈍温度が600℃未満や保持時間が10秒未満では微細なVCを十分に析出することができず、焼鈍温度が700℃を超えたり、保持時間が90秒を超えるとVCの粗大化と母相組織の粗大化が進行して815MPa以上のTSが得られない。なお、前述した巻取温度でのVCの析出状態は、焼鈍温度が600〜700℃で、保持時間が10〜90秒の範囲であれば、めっき後の強度が高位安定する。焼鈍は、その後のめっき処理でめっき不良が起こらないように還元雰囲気中で行う必要がある。
亜鉛めっき処理前の焼鈍は、815〜1000MPaのTSを得るために必須である微細なVCを十分に析出させるために行われる。焼鈍温度が600℃未満や保持時間が10秒未満では微細なVCを十分に析出することができず、焼鈍温度が700℃を超えたり、保持時間が90秒を超えるとVCの粗大化と母相組織の粗大化が進行して815MPa以上のTSが得られない。なお、前述した巻取温度でのVCの析出状態は、焼鈍温度が600〜700℃で、保持時間が10〜90秒の範囲であれば、めっき後の強度が高位安定する。焼鈍は、その後のめっき処理でめっき不良が起こらないように還元雰囲気中で行う必要がある。
焼鈍後は、亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、通常の条件、例えば460〜550℃でめっき層の合金化処理を行う。
表1に示す成分組成の鋼を50kg真空溶解炉で溶製し、スラブとした後、表2に示す熱延条件で板厚3.0mmまで熱間圧延し、酸洗後、還元雰囲気中で表2に示す焼鈍条件で焼鈍を行い、一般的に実施される亜鉛めっき浴に浸漬したのち、460〜550℃でめっき層の合金化処理を行った。そして、これらの溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に平行にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、TSおよび全伸びElを求めるとともに、板厚中央部から採取した試料を用い、上記の方法によりVCのサイズやVの析出量を求めた。また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の任意表面(100mm角)における筋欠陥や不めっき欠陥の有無を目視観察で調査し、こうした欠陥がない場合を表面外観が良好(○)、欠陥がある場合を表面外観が不良(×)と評価した。
結果を表2に示す。サイズが10nm未満である微細なVCがVの析出量で0.15質量%以上析出している本発明例では、815〜1000MPaのTSが得られるとともに、Elが22%以上で延性にも優れていることがわかる。また、本発明例では、表面外観も良好である。一方、鋼成分が発明範囲を外れる比較例もしくは巻取りや焼鈍の条件が発明範囲を外れる比較例では、815MPa以上のTSや良好な表面外観が得られないことがわかる。
Claims (2)
- 鋼板が、質量%で、C:0.07〜0.10%、Si+Al:0.50%以下、Mn:1.0〜1.5%、P:0.060〜0.200%、N:0.0020〜0.0045%、Ti:0.010〜0.02%、V:0.23〜0.60%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
フェライト単相であり、前記フェライト相にはVの炭化物(VC)がVの析出量で0.15質量%以上析出しているミクロ組織を有し、
透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の[001]方位から観察される正方板状の炭化物(VC)の2 1/2 ×L(L:正方板の1辺の長さ)で表せるVCサイズの算術平均が１０ｎｍ未満であることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板。 - 請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法であって、 請求項1に記載の組成を有する鋼を、1100℃以上に加熱後、880℃以上の仕上温度で熱間圧延し、10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却後、480〜650℃の巻取温度で巻取り、酸洗後、還元雰囲気中で600〜700℃で10〜90秒保持の焼鈍を行い、亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、めっき層の合金化処理を行うことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。
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