JP5965344B2 - 冷間加工性、金型焼入れ性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
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Description
C :0.20〜0.24%(「質量%」の意味、化学成分組成について以下同じ)、
Si:0.1%以下(0%を含まない)、
Mn:1.20〜1.5%、
P :0.02%以下(0%を含まない)、
S :0.002%以下(0%を含まない)、
Cr:0.21〜0.5%、
Ti:0.02〜0.05%、
sol.Al:0.02〜0.06%および
B :0.001〜0.005%を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
平均アスペクト比が4.0以下の等軸状フェライトと、平均最大粒径が20μm以下であるセメンタイトおよび/またはパーライトから構成される組織である点に要旨を有するものである。
15000≦[(T/100)3.5]×t≦100000 ・・・(1)
但し、T:焼鈍最高温度(℃)、t:700〜800℃での保持時間(秒)
Cは、金型冷却後のプレス成形品(部品)の強度を確保する上で必要な元素である。そのためには、C含有量は0.20%以上とする必要がある。しかしながら、C含有量が過剰になると、溶接性および冷間加工性の低下を招くので、0.24%以下とする必要がある。C含有量の好ましい下限は0.21%以上であり、好ましい上限は0.23%以下である。
素地鋼板中のSi含有量を0.1%以下に抑制することによって、酸化−還元法の適用無しでも(酸化−還元のための専用の設備が無く、通常の還元法でも)不めっきの発生がなくなる。即ち、Si含有量が0.1%を超えると、還元焼鈍下でSiがめっき前の素地鋼板表面に酸化皮膜を形成し、酸化皮膜部分には、溶融亜鉛めっきが付着しないため、不めっきの原因となる。また不めっきを生成させない軽度の酸化物であっても、部品加熱時の炉内において進行する合金化反応のばらつきの原因となり、それによって表面放射率のばらつきとなり、しかも温度ばらつきの原因となることがある。このように焼入れ前の部品の加熱温度がばらつくと、部品強度のばらつきの原因となる。
Mnは、金型冷却時の部品強度の確保のため必要な元素である。本発明の素地鋼板では、こうした効果を発揮させるために、Mn含有量は1.20%以上とすることが重要である。しかしながら、Mn含有量が過剰になると、組織がバンド状組織となり、等軸状フェライトの確保が難しくなる他、鋼板のAc3変態点が低下し、溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍中に、オーステナイトが生成しやすくなる。オーステナイトが生成すると、その後の冷却過程において、ベイナイトやマルテンサイトが生成しやすくなり、冷間加工性が低下することになる。またMnは、Siに比べるとその影響は小さいが、不めっきを生成させることがある。こうした観点から、Mn含有量は1.5%以下とする必要がある。Mn含有量の好ましい下限は1.22%以上、特に1.24%以上であり、好ましい上限は1.40%以下、特に1.30%以下である。
Pは、焼入れ後の部品における溶接性や低温脆性を悪化させる元素であるため、その含有量は0.02%以下に抑制する必要がある。好ましくは、0.015%以下であり、より好ましくは0.010%以下である。
Sは、MnS等の介在物を生成し、冷間加工性、部品衝突時の変形において亀裂が発生しやすくなる他、溶接性を低下させるので、できるだけ少ない方が好ましい。こうした観点からS含有量は0.002%以下に抑制する必要がある。好ましくは、0.0015%以下であり、より好ましくは0.0010%以下である。
Crは、金型焼入れ→冷却時の部品強度を1370MPa以上に確保する上で必要な元素である。特に、Si含有量を低減にした素地鋼板では、強度確保のためにCrは0.21%以上含有させることが重要となる。しかしながら、Cr含有量が過剰になると、溶融亜鉛めっきラインでのベイナイト、マルテンサイトの生成によって、冷間加工性が低下するので、0.5%以下とする必要がある。また、Siと比べると影響は小さいが、不めっきを発生させることもある。Cr含有量の好ましい下限は0.23%以上であり、好ましい上限は0.40%以下、特に0.30%以下である。
Tiは、1370MPa以上の部品強度を確保のために必要な元素である。BがNと結合して窒化物を生成すると、焼入れ性が低下するため、固溶窒素(N)をTiNとして固定しておく効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ti含有量は0.02%以上とする必要がある。しかしながら、Ti含有量が過剰になると、溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍中の再結晶が抑制され、等軸状フェライト生成せず、冷間加工性が低下することになるので、0.05%以下とする必要がある。Ti含有量の好ましい下限は0.03%以上であり、好ましい上限は0.04%以下である。
sol.Alは、脱酸剤としての効果を発揮する。そのためには、0.02%以上含有させる必要がある。しかしながら、0.06%を超えて過剰に含有させると、介在物が過剰に生成し、冷間加工性を低下させる。sol.Al含有量の好ましい下限は、0.030%以上であり、好ましい上限は0.050%以下である。
Bは、焼入れ性向上に効果があり、金型冷却による部品強度確保のために必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、B含有量は0.001%以上とする必要がある。好ましくは0.0020%以上(より好ましくは0.0025%以上)である。しかしながら、Bを含有量が過剰になってもその効果が飽和するので、0.005%以下とする必要がある。好ましくは0.0045%以下(より好ましくは0.0040%以下)である。
高い冷間加工性を付与するためには、フェライトは、等軸状フェライトとする必要がある。「等軸状」とは、圧延方向フェライト粒径と板厚方向フェライト粒径の比(圧延方向粒径/板厚方向粒径:以下「アスペクト比」と呼ぶ)の平均(以下、平均アスペクト比と呼ぶ)が4.0以下のものを意味する。フェライトの平均アスペクト比が4.0を超えると、伸びおよび伸びフランジ性のいずれも低下する。すなわち、上記アスペクト比が4.0超とは、フェライトが圧延方向に展伸した組織になっていることを意味するが、こうした組織では良好な伸びが達成されない他、伸びフランジ性も低下し、冷間加工性が低下する。冷間加工性が低下する原因の一つとして、再結晶が完了していない結晶粒が存在することに加えて、再結晶が完了していても等軸状組織に比べ圧延方向に伸長したフェライトは、加工歪の伝播性が不均一になり、加工硬化性が低くなることが推察される。フェライトの平均アスペクト比は、出来るだけ1に近いほど良く、3.5以下であることが好ましく、より好ましくは3.0以下であり、特に好ましくは2.5以下である。最も好ましくは1近傍である。
上述したとおり、本発明で用いる素地鋼板には、上記フェライトの粒内若しくは粒界にセメンタイトやパーライトが存在するが、良好な冷間加工性を確保するためには、セメンタイトの長径(最大径)の平均値(平均最大粒径)を20μm以下にする必要がある。平均最大粒径が20μmを超えると、冷間加工時に亀裂の起点となり、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。後記する本発明鋼板の製造方法によれば、パーライトでなくセメンタイトが生成し易いが、パーライトが存在する場合には、セメンタイトと同様、パーライトの平均最大粒径が20μm以下であることが必要である。セメンタイトおよび/またはパーライトの平均最大粒径は、いずれも、好ましくは15μm以下であり、より好ましくは10μm以下、特に好ましくは5μm以下である。
15000≦[(T/100)3.5]×t≦100000 ・・・(1)
但し、T:焼鈍最高温度(℃)、t:700〜800℃での保持時間(秒)
スラブ加熱温度が低いと、熱間圧延時の荷重が過大となるため、1150℃以上とする必要がある。しかしながら、スラブ加熱温度が1300℃を超えると、溶融亜鉛めっき後の狙いとする等軸状フェライトが得られなくなる。これは熱延時のミクロ組織が混粒組織となることが影響していると考えられる。また、スケールの生成が多くなり歩留まりが低下する。スラブ加熱温度は、好ましくは1180℃以上、1250℃以下である。
熱間圧延での仕上げ温度が850℃よりも低くなると、熱延後の組織が不均一になり、溶融亜鉛めっき後に狙いとする等軸状フェライトが得られない。仕上げ温度は、好ましくは、880℃以上である。しかしながら、仕上げ温度が950℃を超えると、スケール起因の表面疵が発生しやすくなる。また、めっき後の外観不良にも繋がるため、950℃以下とする必要がある。仕上げ温度は、好ましくは920℃以下である。
巻取り温度が550℃未満では、熱間圧延後の強度が高くなり、その後の冷間圧延が困難になる。好ましくは570℃以上である。しかしながら、巻取り温度が700℃を超えると、バンド状のパーライトが生成し、その後に冷間圧延および焼鈍を施しても、パーライトの微細化が困難となる。巻取り温度は、好ましくは670℃以下(より好ましくは650℃以下)である。
圧下率が30%未満では、再結晶の進行が不足し、等軸状フェライトが得られない。また、熱間圧延後のパーライトの分断が不足して、微細セメンタイトや微細パーライト組織が得られない。圧下率は好ましくは40%以上である。圧下率の上限は、冷間圧延機の設備能力から70%以下とする。尚、上記「圧下率」とは、下記(2)式で求められる冷間圧延率である。
圧下率(%)=[(冷間圧延前の鋼板厚さ−冷間圧延後の鋼板厚さ)/冷間圧延前の鋼板厚さ]×100 ・・・(2)
溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍最高温度(焼鈍設定温度)の下限は、700℃以上とする必要がある。この温度が700℃未満になると、再結晶が十分に進行せずに、圧延組織が残留して、良好な冷間加工性が得られない。また、めっき前の鋼板表面の還元調整が不足するため、外観不良が発生する。一方、焼鈍最高温度が800℃を超えると、焼鈍時間に係わらずオーステナイトが過剰に生成して、その後の冷却過程で、ミクロ組織中に、ベイナイトやマルテンサイトが混入し、強度が上昇して、冷間加工性が低下する。焼鈍最高温度は、好ましくは730℃以上、780℃以下である。
700〜800℃の温度範囲に保持する時間(保持時間)は、当該温度範囲を経由(通過)する時間の合計を意味する。具体的には、後記する実施例のように、700℃から焼鈍最高温度まで加熱するときの加熱時間(昇温時間)、および焼鈍最高温度から700℃まで冷却するときの冷却時間も含めた合計時間を意味する。本発明では、上記保持時間を10秒〜600秒の範囲にする。この保持時間が10秒未満では、再結晶が十分に進行せずに、圧延組織が残留して、良好な冷間加工性が得られない。また、めっき前の表面の還元調整が不足するために、外観不良が発生する。一方、上記保持時間があまり長くなると焼鈍炉を長大にする必要があることから、その上限を600秒以下とする。保持時間は、好ましくは50秒以上、500秒以下である。
上記のように焼鈍最高温度範囲を700℃以上、700〜800℃での保持時間を10秒以上にすることで再結晶は完了するが、それだけでは、所望とする等軸フェライト+(微細パーライトおよび/または微細パーライト)の組織が得られるとは限らない。焼鈍最高温度T(℃)と700〜800℃での保持時間t(秒)で規定される値[[(T/100)3.5]×t:以下「A値」と呼ぶことがある]が、15000以上(好ましくは30000以上)となるように制御することによって、等軸状フェライトと、微細パーライトおよび/または微細セメンタイトの組織が得られる[後記する表5のNo.18(A値のみ外れる例)を参照]。
伸び(全伸びEL):18%以上(好ましくは23%以上、より好ましくは25%以上)
伸びフランジ性(穴拡げ率λ):40%以上(好ましくは45%以上、より好ましくは55%以上)。
更に本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板は、表面性状にも優れている。具体的には、酸化−還元法を適用するための専用設備が無くとも、通常の還元法を適用するだけで、不めっき等の欠陥を防止することができる。
更に本発明のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板は、金型焼入れ性にも優れている。具体的には、金型に入れた後、おおむねAc3点から200℃までの温度範囲での平均冷却速度が20〜100℃/s程度の低速冷却であっても、金型焼入れ後に1370MPa以上の高い強度を確保することができる。
下記表1に示した化学成分組成を有する鋼材(鋼種A〜D、G)を溶製した後、下記の条件で熱間圧延を施し、酸洗して表層のスケールを除去し、更に冷間圧延(板厚1.5mmまで冷間圧延)した後、連続溶融亜鉛めっきラインにおける熱処理条件を熱処理シミュレーターにて施した。本実施例では、実際にめっき処理を行っていないため、めっき後の表面性状の判定は行なっていない。
加熱温度:1200℃
仕上げ温度:890℃
巻取り温度:600℃
仕上げ板厚:3.0mm(冷間圧延率:50%)
連続溶融亜鉛めっきラインにおける熱処理条件を熱処理シミュレーターにて再現した。所定温度域(焼鈍最高温度T:下記表2)に10℃/秒で加熱後、所定時間保持(焼鈍最高温度Tでの保持時間)した。加熱中の雰囲気は、還元性雰囲気(非酸化性雰囲気)とした。その後、焼鈍最高温度Tから600℃までの温度範囲を、30秒で冷却し、600℃から460℃までを15℃/秒の平均冷却速度で冷却し、30秒間保持した後、室温まで冷却した。このときの熱処理条件(焼鈍条件)を、700〜800℃での保持時間t、およびA値{[(T/100)3.5]×t}と共に下記表2に示す。尚、表2に示した700〜800℃での保持時間tは、700℃から焼鈍最高温度Tまでに加熱するときの加熱時間(昇温時間)、および焼鈍最高温度Tから700℃未満までに冷却するときの冷却時間も含めた時間である(下記表5においても同じ)。
大きさ20×20(mm)の鋼板サンプルを採取し、板厚の1/4部に存在する各ミクロ組織を以下のようにして観察した。
JIS5号引張試験片を採取し、引張試験によって、圧延方向と垂直な方向に引張り、機械的特性(降伏点YP、引張強さTS、全伸びEL)を測定した。冷間加工性の合格基準は、全伸びEL:18%以上である。
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準じて穴拡げ試験を実施した。冷間加工性の合格基準は、穴拡げ率λ:40%以上である。
熱処理後(焼入れ後)の強度を評価するために、所定サイズ(250mm×140mm)の小試験板(切板)を下記の条件で熱処理した。即ち、炉温900℃に保持した加熱炉で、切板を5分間加熱し、板温を約4分で900℃に到達させた。5分経過後、切板を加熱炉から取り出し、直ちに金型で挟んで冷却した。このときの冷却速度は、900℃から200℃までの温度範囲で平均冷却速度が20℃/秒である。常温到達後、引張試験片を採取し、引張強さTSを測定した。焼入れ後の引張強さTSの合格基準は、1370MPa以上であり、この要件を満足するものを金型焼入れ性に優れると評価した。
下記表4の化学成分組成を有する鋼材(鋼種E、F)を用いて連続鋳造によりスラブを製造し、下記の条件で熱間圧延を施し、酸洗して表層のスケールを除去し、更に冷間圧延(板厚1.5mmまで冷間圧延)した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて所定の熱処理(焼鈍条件)を施し、溶融亜鉛めっきを施した。
加熱温度:1220℃
仕上げ温度:870℃
巻取り温度:600℃
仕上げ厚:3.0mm(冷間圧延率50%)
加熱速度:15℃/秒で所定温度域まで加熱(焼鈍最高温度T:下記表5)した後、所定時間保持(焼鈍最高温度Tでの保持時間)した。加熱中の雰囲気は、還元性雰囲気[非酸化性雰囲気(窒素+水素の混合雰囲気)]とした。その後、焼鈍最高温度Tから600℃までの温度範囲を、20秒で冷却し、更に600℃から460℃までを20℃/秒の平均冷却速度で冷却し、460℃の温度で等温保持した後、めっき浴に浸漬した。めっき浴中のAl濃度は0.2%とし、めっき付着量(目付量)の狙い値は、70g/m2とした。合金化処理は施さなかった。形成されためっき層中の鉄濃度は1%以下であった。このときの熱処理条件(焼鈍条件)を、700〜800℃での保持時間t、およびA値{[(T/100)3.5]×t}と共に下記表5に示す。
めっきラインの出側検査台において、めっき不良の有無を目視によって観察した。このとき、鋼板長さ200mあたりの表面欠陥がゼロの場合を良好(○)、表面欠陥が1〜4個の場合をやや不良(△)、表面欠陥が5個以上の場合を不良(×)と評価した。
Claims (2)
- 素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記素地鋼板は、
C :0.20〜0.24%(「質量%」の意味、化学成分組成について以下同じ)、
Si:0.1%以下(0%を含まない)、
Mn:1.20〜1.5%、
P :0.02%以下(0%を含まない)、
S :0.002%以下(0%を含まない)、
Cr:0.21〜0.5%、
Ti:0.02〜0.05%、
sol.Al:0.02〜0.06%および
B :0.001〜0.005%を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
平均アスペクト比が4.0以下の等軸状フェライトと、平均最大粒径が20μm以下であるセメンタイトおよび/またはパーライトから構成される組織であることを特徴とする冷間加工性、金型焼入れ性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項1に記載のプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記化学成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃に加熱した後、仕上げ温度が850〜950℃となるように熱間圧延を行い、550〜700℃の温度範囲で巻取り、その後圧下率:30〜70%で冷間圧延を施し、焼鈍最高温度:700〜800℃、700〜800℃での保持時間:10秒以上、600秒以下で、且つ下記(1)式を満足する条件で焼鈍を行い、更に500℃以下まで冷却して溶融亜鉛めっきを行うことを特徴とする冷間加工性、金型焼入れ性および表面性状に優れたプレス成形用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
15000≦[(T/100)3.5]×t≦100000 ・・・(1)
但し、T:焼鈍最高温度(℃)、t:700〜800℃での保持時間(秒)
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