JP5958667B1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]成分組成は、質量%で、C :0.11%以上0.20%以下、Si:0.50%未満、Mn:2.2%以上3.5%以下、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、N:0.006%以下、B:0.0002%以上0.0030%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、フェライト相が20%未満(0%含む)、ベイナイト相が50%以下(0%を含む)、マルテンサイト相が50%以上(100%を含む)、該マルテンサイト相に含まれるオートテンパードマルテンサイトが70%以上(100%を含む)、残留オーステナイトが2%以下(0%を含む)であり、
引張強さが980MPa以上、降伏比が0.65以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[2]前記オートテンパードマルテンサイト粒内に分散する炭化物の平均粒子径が200nm以下である上記[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[3]前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.001%以上0.1%以下、Nb:0.001%以上0.1%以下の1種以上を含有する上記[1]または[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[4]前記成分組成に加えて、質量%で、Cr:0.001%以上0.6%以下、Ni:0.001%以上0.08%以下、V:0.001%以上0.3%以下、Mo:0.001%以上0.3%以下、W:0.001%以上0.2%以下、Hf:0.001%以上0.3%以下の1種または2種以上を含有する上記[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[5]前記成分組成に加えて、質量%で、REM、Mg、Caの1種または2種以上を合計で0.0002%以上0.01%以下を含有する上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[6]上記[1]、[3]、[4]、[5]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、仕上げ圧延温度800℃以上とする熱間圧延を施し、680℃以下の温度で巻き取り、冷間圧延し、Ac1点以上から最高到達温度まで平均加熱速度4.0℃/s以下で加熱し、Ac3点から最高到達温度までの温度域の滞留時間が20秒以上であり、800℃から550℃までの平均冷却速度が8℃/s以上、冷却停止温度が(Ms点+55℃)以上550℃未満で冷却し、(Ms点+55℃)以上550℃未満の温度域の滞留時間が10秒以上120秒以下とする焼鈍処理を施し、さらにめっき処理を施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。なお、上記Ms点は以下の式(1)によって求められる値である。
[8]前記めっき処理において形成されるめっき層の組成は、質量%で、Fe:5.0〜20.0%、Al:0.001%〜1.0%、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REMの1種または2種以上を合計で0%〜3.5%含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる上記[6]または[7]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高強度溶融亜鉛めっき鋼板とは、引張強さ(TS)が980MPa以上の溶融亜鉛めっき鋼板であり、溶融亜鉛めっき処理を施したもの(GI)、溶融亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を施したもの(GA)のいずれも対象とする。
Cはマルテンサイトの硬さを上昇させ、フェライト変態を抑制する焼入性を持つ。本発明では、焼き入れまま、マルテンサイトより硬度の低いオートテンパードマルテンサイトを主体として強度を得るため、0.11%以上のC含有量でなければ引張強さが980MPa以上の鋼板が得られない。一方、C含有量が0.20%を上回るとマルテンサイト変態点が過度に低下するため、目的のオートテンパードマルテンサイトが生成されにくくなる。そのため、C含有量は0.11%以上0.20%以下とする。好ましくは0.12%以上0.16%以下である。
Siは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。一方で、Siはフェライト→オーステナイト変態点(Ac3点)を上昇させるため、焼鈍中にフェライトが生成し易くなる。また、Siはめっきと鋼板表面との濡れ性を低下させるため、不めっき等の欠陥の原因となる。本発明においてSi含有量は0.50%未満の範囲であれば許容される。好ましくは0.30%未満である。Siは変態点の上昇やめっき性に悪影響をおよぼさない範囲で含有することが好ましく、0.05%以上が好ましい。
Mnは、固溶強化により高強度化に寄与するうえ、Ac3変態点を低下させ焼鈍中におけるフェライトを除去しやすくさせ、冷却中のフェライト変態の開始を抑制する効果がある。この観点からMn含有量は2.2%以上とする。一方、Mn含有量が3.5%を上回るとMs点が過度に低下し、オートテンパードマルテンサイトが生成しにくくなるため、Mn上限量は3.5%とする。好ましいMn含有量の範囲は2.3%以上3.1%以下である。
Pは、粒界に偏析して耐衝撃特性や溶接性等に悪影響をもたらす元素である。したがって、Pは極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、P含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。P含有量は極力低減する方が好ましいが、製造上、0.002%は不可避的に混入する場合があるため、下限は0.002%が好ましい。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、Sはボイド生成の起点となりやすく耐衝撃性に悪影響をおよぼす。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。極力低減する方が好ましいが、製造上、0.0002%は不可避的に混入する場合があるため、下限は0.0002%が好ましい。
Alを製鋼の段階で脱酸剤として含有する場合、0.02%以上含有することとなる。一方で、Al含有量が0.08%を超えるとアルミナなどの介在物により耐衝撃性への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.08%以下とする。好ましくは0.07%以下である。
Nは、焼入性元素であるBと結合することによって、Bの焼入性の効果を失わせる。したがって、N含有量は極力低減することが好ましく、上限量を0.006%とする。好ましくは0.005%以下である。極力低減する方が好ましいが、製造上、0.001%は不可避的に混入する場合があるため、下限は0.001%が好ましい。
Bは、変態前のオーステナイトの粒界に偏析しフェライト相の核生成を著しく遅延させる効果がありフェライト相の生成を抑える効果がある。この効果を得るには、Bは0.0002%以上含有させる必要がある。一方、0.0030%を上回ると焼入性の効果が飽和するばかりか、延性に対して悪影響をおよぼす。以上から、B含有量は0.0002%以上0.0030%以下とする。望ましくは、0.0003%以上0.0020%以下である。
TiおよびNbはNと結合し、Bによる焼入性の効果を安定的に発現させる効果がある。また、TiおよびNbは少量であれば微細な炭化物として析出するため、高強度化に効果がある。一方で、TiおよびNbは多量に含有すると粗大な炭化物として生成する。粗大な炭化物はフェライトの核生成サイトとなり、フェライト相を生成させやすくなる。このような観点から、TiおよびNbの含有量は、含有する場合、いずれも0.001%以上0.1%以下とする。好ましくは、TiおよびNbを合計で0.005%以上0.06%以下である。
Cr、Ni、V、Mo、WおよびHfはフェライト変態の開始を遅延させる効果があり、これらの元素を含有すれば、Bによる焼入性の効果に加え、安定的に所望の鋼板組織を得られやすくなる。一方で、Cr含有量が0.6%を上回るとめっき性に悪影響をおよぼす。また、Ni、V、Mo、WおよびHfが上記の範囲を上回ると、焼入性の効果が飽和する。以上から、含有する場合、Cr:0.001%以上0.6%以下、Ni:0.001%以上0.08%以下、V:0.001%以上0.3%以下、Mo:0.001%以上0.3%以下、W:0.001%以上0.2%以下、Hf:0.001%以上0.3%以下とする。
REM(REM:原子番号57から71までのランタノイド元素)、MgおよびCaはマルテンサイトおよびベイナイト中に析出するセメンタイトを球状化させ、セメンタイト周りでの応力集中を低下させる。その結果、耐衝撃性を改善させる効果がある。一方で、REM、Mg、Caの1種または2種以上の含有量が合計で0.01%を超えるとセメンタイトの形態変化の効果が飽和するうえ、加工性に悪影響をもたらす。以上から、これらの元素を含有する場合、REM、Mg、Caの1種または2種以上を合計で0.0002%以上0.01%以下とする。好ましくは、REM、Mg、Caの1種または2種以上を合計で0.0005%以上0.005%以下である。
フェライト相は軟質な組織であり、引張強さ980MPa以上かつ高降伏比を有する鋼板を製造するには極力低減すべき組織である。また、フェライト相はCおよびMnの溶解度がオーステナイト相よりも低いためフェライト相が生成すると、CおよびMnはオーステナイト相へ濃化しMs点を低下させオートテンパードマルテンサイト相の生成を抑制する。しかしながら、フェライト相は20%未満の範囲であれば許容できる。よって、フェライト相の面積率は20%未満(0%を含む)とする。好ましくは10%未満である。
ベイナイト相は硬質相と軟質なフェライト相が混在した組織であり、局所的な応力勾配により降伏強さが低下する。0.65以上の降伏比を有する鋼板を製造するにはベイナイト相は50%以下とする必要がある。好ましくは40%以下である。一方で、オートテンパードマルテンサイト生成にはMs点+55℃以上550℃未満の範囲でオーステナイトを軟化させる必要があり、この温度域ではベイナイト変態が不可避的に生じる場合もある。
引張強さが980MPa以上の鋼板を得るため、マルテンサイト相の面積率の下限は50%である。好ましくは60%以上である。粒内に炭化物が認められない焼き入れままのマルテンサイト相の硬度は著しく高く、延性が乏しい。このマルテンサイト相周りにフェライトもしくはベイナイト相が存在すると応力勾配が生じるため降伏比が低下する。これらを防止するためには、焼き戻し加熱工程が必要となる。しかし、本発明では、焼き戻し加熱工程(めっき層付与後の再加熱)を必要としないことを特徴とする。すなわち、焼き戻し加熱工程(めっき層付与後の再加熱)を必要としないオートテンパードマルテンサイト相を活用することを特徴とする。オートテンパードマルテンサイト相は粒内に炭化物が認められる組織である。高降伏比かつ実用可能な延性を有する鋼板を得るにはマルテンサイト相に含まれるオートテンパードマルテンサイト相の面積率(全マルテンサイト相の面積率に対するオートテンパードマルテンサイト相の面積率の比率)は70%以上必要である。80%以上がより好ましい範囲である。
残留オーステナイトが生成する場合、局所的なMs点は室温以下となり、この場合オートテンパードマルテンサイトはほとんど生成されない。したがって、残留オーステナイト相は極力低減する必要がある。本発明においては、実質的に残留オーステナイト相は含まれない。しかし、含有する場合、2%までは許容できる。好ましくは0.5%以下である。
本発明においては、オートテンパードマルテンサイト粒内の炭化物は微細であることが好ましく、オートテンパードマルテンサイト粒内に微細な炭化物を分散させることが好ましい。この場合の分散とは、セメンタイトが析出した状態である。オートテンパードマルテンサイト粒内に微細な炭化物が析出することで強度および延性に優れた鋼が得られる。このときの炭化物はFe系の炭化物(セメンタイトもしくはε炭化物)である。平均粒子径が200nm以下であれば本発明で求める980MPa以上の引張強さが得られやすくなるため、オートテンパードマルテンサイト粒内に分散する炭化物の平均粒子径の上限は200nmが好ましい。より好ましくは100nm以下である。Ms点が低い場合にはオートテンパードマルテンサイトが生成されず、炭化物が十分に析出、成長しない。そのため、Ms点が低い場合をも考慮し、オートテンパードマルテンサイト粒内に析出する炭化物の平均粒子径は10nm以上が好ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した成分組成の鋼素材(鋼スラブ)を1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、仕上げ圧延温度800℃以上とする熱間圧延を施し、680℃以下の温度で巻き取り、冷間圧延し、Ac1点以上から最高到達温度まで平均加熱速度4.0℃/s以下で加熱し、Ac3点から最高到達温度までの温度域の滞留時間が20秒以上であり、800℃から550℃までの平均冷却速度が8℃/s以上、冷却停止温度が(Ms点+55℃)以上550℃未満で冷却し、(Ms点+55℃)以上550℃未満の温度域の滞留時間が10秒以上120秒以下とする焼鈍処理を施し、さらにめっき処理を施すことで製造することができる。具体的には、上記した成分組成の鋼素材(鋼スラブ)を1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、仕上げ圧延温度800℃以上とする熱間圧延を施し、680℃以下の温度で巻き取る熱延工程と、上記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、Ac1点以上から最高到達温度まで平均加熱速度4.0℃/s以下で加熱し、Ac3点から最高到達温度までの温度域の滞留時間が20秒以上であり、800℃から550℃までの平均冷却速度が8℃/s以上、冷却停止温度が(Ms点+55℃)以上550℃未満で冷却し、(Ms点+55℃)以上550℃未満の温度域の滞留時間が10秒以上120秒以下とする焼鈍工程と、上記焼鈍工程で得られた焼鈍板をめっき処理するめっき工程とを有する製造方法である。なお、上記Ms点は以下の式(1)によって求められる値である。
熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。加熱温度が1100℃を下回ると仕上げ圧延温度800℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化する。そのため、鋼素材の加熱温度は1100℃以上1350℃以下とする。好ましくは1150℃以上1300℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1100℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度が800℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、冷間圧延時の板厚精度に悪影響をもたらす。したがって、仕上げ圧延温度は800℃以上とする。好ましくは840℃以上である。また、スケール性欠陥の発生を抑える点から仕上げ圧延温度は950℃以下が好ましい。
巻取温度が680℃を上回ると鋼板表面に内部酸化層が生成し、めっき性や加工性に悪影響をもたらす。そのため、巻取温度は680℃以下とする必要がある。巻取温度の下限は特に設けない。通常、巻取温度は、製造ラインの制約上、350℃以上である。また、冷間圧延時の板厚精度向上には、570℃以上とすることが望ましい。
所望の板厚を得るため、冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延率は特に限定されないが、製造ラインの制約から30%以上80%以下が好ましい。
連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインでの加熱工程で重要となるのは、オーステナイト相の硬化を抑え、軟化を促進させつつ、フェライト→オーステナイト変態を完了に近づけることである。オーステナイト相の硬化を抑えるには、フェライト→オーステナイト変態開始温度(Ac1点)からの平均加熱速度を低くする必要がある。加熱速度が高い場合、急激にフェライト→オーステナイト変態が進行し、変態ひずみが発生することによりオーステナイトが硬化される。そのため、Ac1点から最高到達温度までの平均加熱速度を4.0℃/s以下とする。好ましくは3.5℃/s以下である。また、生産性の点から上記平均加熱速度は1℃/s以上が好ましい。
また、フェライト→オーステナイト変態を完了に近付けるにはフェライト→オーステナイト変態完了温度(Ac3点)以上の温度域での鋼板に与える熱エネルギー総量も重要となる。すなわち、Ac3点以上であっても、ナノオーダーの粒径を持つフェライト粒は元素分配の影響で残存する。ナノオーダーの粒径を持つフェライト粒を含め完全にオーステナイト単相とするには、フェライト→オーステナイト変態完了温度(Ac3点)から最高到達温度までの温度域の滞留時間(最高到達温度がAc3の場合には最高到達温度で鋼板が滞留される時間)は20秒以上と必要がある。また、生産性の点から上記滞留時間は300秒以下が好ましい。なお、滞留時間とは鋼板の温度が上記温度範囲にある時間を意味する。なお、最高到達温度はAc3〜Ac3+50℃であることが好ましい。
550℃までの冷却速度が遅い場合、冷却過程でフェライト変態が開始し、オーステナイト相へCおよびMnが濃化することとなる。これを回避するには、800℃から550℃までの平均冷却速度が8℃/s以上の強制冷却を施す必要がある。また、上記平均冷却速度は設備制約の点から50℃/s以下が好ましい。なお、最高到達温度から800℃までの冷却条件は特に限定されない。
強制冷却後は、未変態のオーステナイト相を軟化させ、力学的な拘束を緩和することでMs点を上昇させる必要がある。このオーステナイト相の軟化は高温かつ長時間保持の方が望ましい。一方で、フェライト相やベイナイト相といった望ましくない組織が形成されるため、最も効果的な温度、時間で保持する必要がある。下記(1)式は未変態のオーステナイト相の局所領域を考慮したマルテンサイト変態開始温度(Ms点)である。[%C]および[%Mn]は、それぞれC含有量およびMn含有量である。Vfはフェライト相の面積率である。[%C]および[%Mn]に係る係数は、フェライト相の生成によりオーステナイト相へ濃化するCもしくはMnの元素量によりMs点が低下する傾きを表す。
また、オートテンパードマルテンサイトは高温でマルテンサイト変態を生じさせ、冷却過程で炭化物を生成するため、Ms点はできる限り高い方が望ましく、Ms点は好ましくは350℃以上である。
また、電気亜鉛めっき処理により製造される高強度亜鉛めっき鋼板であっても、本発明の成分組成および組織を満たすことで、加工を可能とする延性(El≧8.0%)および引張強さ:980MPa以上(好ましくは980MPa以上1300MPa以下)を有し、かつ降伏比が0.65以上(好ましくは0.67以上)の効果を奏することができる。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を1%ナイタールで腐食現出し、走査型電子顕微鏡で2000倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、ベイナイト相は粒内に腐食痕やオートテンパードマルテンサイトと比べて大きな炭化物が認められる組織である。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織であり、オートテンパードマルテンサイトは白いコントラストで観察され粒内に炭化物が認められる組織である。組織の代表例を図1に示す。これらを画像解析によりベイナイト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率によって各組織を求めた。
オートテンパードマルテンサイト粒内に析出した炭化物の粒子径の測定には透過型電子顕微鏡を用いて135000倍以上で撮影し、画像解析により各炭化物の面積を求め、その面積に等価な相当円直径を求め、300点以上の炭化物に対する相当円直径の平均値を炭化物の平均粒子径として求めた。
鋼板を板厚方向に対して板厚の1/4を研削加工した後、さらに厚さ200μm以上の化学研磨を施した板面に対して、X線回折強度を測定して、残留オーステナイト量を定量した。X線の入射線源はMoKα線を用い、フェライトの結晶面(200)α、(211)α、オーステナイトの結晶面(200)γ、(220)γ、(311)γのピーク(反射強度)を測定し、その反射強度から残留オーステナイトの体積率を求めた。なお、本発明においては、得られた体積率は面積率として扱う。
溶融亜鉛めっき鋼板から圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。表3において、引張強さ:980MPa以上、降伏比:0.65以上、伸び:8.0%以上が本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。ここで、伸びが8.0%以上としたのは、伸びが8.0%を下回ると冷間プレスにおいて実用化できなくなるためである。
Claims (7)
- 成分組成は、質量%で、C :0.11%以上0.20%以下、Si:0.50%未満、Mn:2.2%以上3.5%以下、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、N:0.006%以下、B:0.0002%以上0.0030%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、フェライト相が20%未満(0%含む)、ベイナイト相が50%以下(0%を含む)、マルテンサイト相が50%以上(100%を含む)、該マルテンサイト相に含まれるオートテンパードマルテンサイトが70%以上(100%を含む)、残留オーステナイトが2%以下(0%を含む)であり、
前記オートテンパードマルテンサイト粒内に分散する炭化物の平均粒子径が200nm以下であり、
引張強さが980MPa以上、降伏比が0.65以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.001%以上0.1%以下、Nb:0.001%以上0.1%以下の1種以上を含有する請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、Cr:0.001%以上0.6%以下、Ni:0.001%以上0.08%以下、V:0.001%以上0.3%以下、Mo:0.001%以上0.3%以下、W:0.001%以上0.2%以下、Hf:0.001%以上0.3%以下の1種または2種以上を含有する請求項1又は2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、REM、Mg、Caの1種または2種以上を合計で0.0002%以上0.01%以下を含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、1100℃以上1350℃以下の温度で加熱し、次いで、仕上げ圧延温度800℃以上とする熱間圧延を施し、680℃以下の温度で巻き取り、冷間圧延し、
Ac1点以上から最高到達温度まで平均加熱速度4.0℃/s以下で加熱し、Ac3点から最高到達温度までの温度域の滞留時間が20秒以上であり、800℃から550℃までの平均冷却速度が8℃/s以上、冷却停止温度が(Ms点+55℃)以上550℃未満で冷却し、(Ms点+55℃)以上550℃未満の温度域の滞留時間が10秒以上120秒以下とする焼鈍処理を施し、さらにめっき処理を施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理のいずれかである請求項5に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理において形成されるめっき層の組成は、質量%で、Fe:5.0〜20.0%、Al:0.001%〜1.0%、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REMの1種または2種以上を合計で0%〜3.5%含有し、残部がZn及び不可避不純物からなる請求項5または6に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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