JP6048123B2 - 耐酸性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主に、自動車部品用に適する耐酸性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
近年、自動車用鋼板には、車体重量を軽量化して、燃費を改善するため、高強度化が求められている。また、自動車用鋼板には、意匠性が求められている。ここでの意匠性は、表面美観である。一般に、錆の発生で表面美観が劣化するが、この劣化は、鋼板表面をめっきや塗装等で被覆して耐食性を向上させて抑制する。
走行中、飛び石等で上記被覆層が破壊されると地鉄が露出し、そこを起点として錆が発生する。また、酸性雨などの酸性環境下では、地鉄の腐食が進行して、表面美観の保持は困難となる。
従来から、高強度鋼板の耐食性を高める検討が多くなされてきたが（例えば、特許文献１〜３、参照）、十分な耐食性を備える高強度鋼板は未だ報告されていない。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０５〜０．１５％、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、さらにＢ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下の内、１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる耐孔あき腐食性に優れた高強度鋼板が開示されている。
特許文献１に開示の高強度鋼板は、塩化物イオンが原因の孔あき腐食に対する耐性（耐孔あき腐食性）を高めたものであるが、酸性雨等の酸性環境下における、地鉄剥出しの状態での耐食性を高めたものではない。
特許文献２には、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ｐ：０．０９％以下、Ｃｒ：１．５〜３．０％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる加工性と耐食性の良好な高強度鋼板が開示されている。
しかし、特許文献２に開示の高強度鋼板の強度は、せいぜい７０ｋｇｆ／ｍｍ2程度であり、近年、需要が高まっている９８０ＭＰａ相当の強度を備える高強度鋼板ではない。
さらに、特許文献３には、質量％で、Ｓｉ：０．３〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜２．８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる外観が良好な耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献３に開示の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性を確保するためのめっき層と地鉄との密着性を高めたものであり、飛石等による外力が加わり、被膜層が破壊された後の耐食性を高めたものではない。
結局、表面のめっき層が破壊された場合でも、酸性環境下で優れた耐食性を有する高強度鋼板は提案されていない。
本発明は、上記実情に鑑み、鋼板表面のめっき層が破壊された場合でも、酸性環境下で優れた耐食性を呈する、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について、成分組成及び組織の点から鋭意検討した。その結果、地鉄中のＳｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの含有量を最適化すれば、酸性環境下にて地鉄の溶出を抑制できることを見出した。
さらに、Ｎｂの炭化物及び窒化物による加工硬化能を増強すれば、Ａｌ添加によるフェライトの延性の低下を抑制し、併せて、７８０ＭＰａ以上の引張強度を達成できることを見出した。
本発明、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．００１〜０．０２％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１０％、
Ａｌ：０．１０〜０．５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．３０〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０８％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、及び、
Ｂ ：０．００１０〜０．００５０％、
を含有し、さらに、混入元素、
Ｖ ：０．００１０〜０．００５％、
Ｗ ：０．００１０〜０．００５％、
Ｍｏ：０．００１〜０．０１％、
Ｎｉ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．００１〜０．０１５％、
Ｔａ：０．００１０〜０．００５％、及び、
Ｓｎ：０．００１０〜０．０１％、Ｓｂ：０．００１０〜０．０１％、及び、Ａｓ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上
を含有し、
Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの質量％が下記式（Ａ）を満たし、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有し、さらに、
(x)ミクロ組織が、フェライト分率３５〜６０％で、残部：マルテンサイトを含む低温変態相の組織であり、かつ、
(y)引張強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１０％以上であり、
(z)前記フェライトの３％硝酸アルコール溶液中での溶解速度が０．３μｍ／秒以下である
ことを特徴とする耐酸性に優れた高強度鋼板。
２．０≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．５ ・・・（Ａ）
Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒは、各元素の質量％を示す。
Ｃ ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．００１〜０．０２％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１０％、
Ａｌ：０．１０〜０．５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．３０〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０８％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、及び、
Ｂ ：０．００１０〜０．００５０％、
を含有し、さらに、混入元素、
Ｖ ：０．００１０〜０．００５％、
Ｗ ：０．００１０〜０．００５％、
Ｍｏ：０．００１〜０．０１％、
Ｎｉ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．００１〜０．０１５％、
Ｔａ：０．００１０〜０．００５％、及び、
Ｓｎ：０．００１０〜０．０１％、Ｓｂ：０．００１０〜０．０１％、及び、Ａｓ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上
を含有し、
Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの質量％が下記式（Ａ）を満たし、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有し、さらに、
(x)ミクロ組織が、フェライト分率３５〜６０％で、残部：マルテンサイトを含む低温変態相の組織であり、かつ、
(y)引張強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１０％以上であり、
(z)前記フェライトの３％硝酸アルコール溶液中での溶解速度が０．３μｍ／秒以下である
ことを特徴とする耐酸性に優れた高強度鋼板。
２．０≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．５ ・・・（Ａ）
Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒは、各元素の質量％を示す。
（２）前記高強度鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施したことを特徴とする前記（１）に記載の耐酸性に優れた高強度鋼板。
（３）前記（１）に記載の成分組成を有する鋳片を、８００〜１０００℃の温度範囲で熱間仕上げ圧延して熱延鋼帯とし、４５０〜５５０℃で巻き取り、その後、酸洗し、圧延率３０〜６０％で冷間圧延し、その後、７５０〜８３０℃で９０〜６００秒保時する焼鈍を行う際、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を加熱速度１．０〜５．０℃／秒で加熱し、次いで、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を冷却速度１．５〜４．０℃／秒で冷却し、
(x)ミクロ組織が、フェライト分率３５〜６０％で、残部：マルテンサイトを含む低温変態相の組織であり、かつ、
(y)引張強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１０％以上であり、
(z)前記フェライトの３％硝酸アルコール溶液中での溶解速度が０．３μｍ／秒以下である
ことを特徴とする耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(x)ミクロ組織が、フェライト分率３５〜６０％で、残部：マルテンサイトを含む低温変態相の組織であり、かつ、
(y)引張強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１０％以上であり、
(z)前記フェライトの３％硝酸アルコール溶液中での溶解速度が０．３μｍ／秒以下である
ことを特徴とする耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（４）前記高強度鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする前記（３）に記載の耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（５）前記合金化溶融亜鉛めっきの合金化温度が４６０〜６００℃であることを特徴とする前記（４）に記載の耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、自動車用鋼板に好適な、鋼板表面のめっき層が破壊された場合においても、酸性環境化での耐酸性に優れる、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することができる。
まず、本発明の基本的考え方について説明する。
本発明の耐酸性に優れた高強度鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）の基本的考え方は、（ｉ）Ａｌ量を最適化し、延性を損なわずに所要の強度を確保するとともに、（ii）焼鈍時の加熱速度と冷却速度を制御して、所要量のＳｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒをフェライトへ濃縮し、酸性環境下での耐食性を向上させることである。
即ち、（ｉ）ミクロ組織を最適化して、所要の機械特性を確保することと、（ii）Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの量を最適化して、酸性環境下での耐食性を向上させることである。本発明者らは、このことにより、耐酸性に優れた高強度鋼板を提供できることを見出し、本発明鋼板を発明した。
以下、本発明鋼板について説明する。
まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、鋼板の強度を確保するうえで重要な元素である。０．０５％以上の添加で所要の鋼板強度を確保する。即ち、０．０５％未満の添加では、二相域焼鈍時に、オーステナイトへ濃化するＣ量が少なくなり、所望の強度が得られない。それ故、Cの下限を０．０５％とする。
Ｃは、鋼板の強度を確保するうえで重要な元素である。０．０５％以上の添加で所要の鋼板強度を確保する。即ち、０．０５％未満の添加では、二相域焼鈍時に、オーステナイトへ濃化するＣ量が少なくなり、所望の強度が得られない。それ故、Cの下限を０．０５％とする。
０．２０％を超えると、２相域焼鈍時、数℃の温度差によってオーステナイト分率が大きく変わるので、所望の組織を得るために、操業精度が必要となり、その結果、製造コストが増加する。その他、０．２０％を超えると、鋼板強度が高くなりすぎて延性が損なわれるので、上限を０．２０％とする。好ましくは、０．０７〜０．１４％である。より好ましくは、０．０８〜０．１１％である。
Ｓｉ：０．３０〜０．７０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、強度増加に有効な元素である。単体で耐酸性を向上させる効果はないが、Siの添加で高い焼鈍温度までフェライト分率を確保できるので、高温焼鈍が可能となる。高温で、Alの拡散がより活性化されて拡散距離が大きくなり、フェライトへのAlの濃化が促進されて耐酸性が向上する。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、強度増加に有効な元素である。単体で耐酸性を向上させる効果はないが、Siの添加で高い焼鈍温度までフェライト分率を確保できるので、高温焼鈍が可能となる。高温で、Alの拡散がより活性化されて拡散距離が大きくなり、フェライトへのAlの濃化が促進されて耐酸性が向上する。
０．３０％未満では、添加効果が得られないので、下限を０．３０％とする。０．７０％を超えると、溶融めっきが難くなるので、上限を０．７０％とする。好ましくは、０．３５〜０．６０％である。より好ましくは、０．４０〜０．５５％である。
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、二相域焼鈍時におけるオーステナイト分率の制御と焼入れ性の向上に有効な元素である。１．５％未満では、二相域焼鈍からの冷却後に、マルテンサイトを含む低温変態相の分率が少なくなり強度が低下するので、下限を１．５％とする。
Ｍｎは、二相域焼鈍時におけるオーステナイト分率の制御と焼入れ性の向上に有効な元素である。１．５％未満では、二相域焼鈍からの冷却後に、マルテンサイトを含む低温変態相の分率が少なくなり強度が低下するので、下限を１．５％とする。
２．５％を超えると、二相域焼鈍時にオーステナイト分率が増加し、かつ、冷却時には、ほとんどがマルテンサイト変態し、鋼板の延性が低下するので、上限を２．５％とする。好ましくは、１．７〜２．４％である。より好ましくは、２．０〜２．３％である。
Ｐ：０．００１〜０．０２％
Ｐは、強度の上昇に有効な元素である。過剰な含有は、引張強度を増加させる一方で、靭性の低下を招くので、上限を０．０２％とする。好ましい上限は、０．０１５％である。少ないほど好ましいが、０．００１％未満に低減することは、精錬コストの上昇を招くので、下限を０．００１％とする。
Ｐは、強度の上昇に有効な元素である。過剰な含有は、引張強度を増加させる一方で、靭性の低下を招くので、上限を０．０２％とする。好ましい上限は、０．０１５％である。少ないほど好ましいが、０．００１％未満に低減することは、精錬コストの上昇を招くので、下限を０．００１％とする。
Ｓ：０．０００１〜０．０１０％
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成し、鋼板の特性の異方性を増加させる他、熱延時に生成するスケールの密着性を高め、スケール起因の疵を生成し易くすので、上限を０．０１０％とする。好ましい上限は、０．００４％である。少ないほど好ましいが、０．０００１％未満に低減することは、精錬コストの大幅な上昇を招くので、下限を０．０００１％とする。
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成し、鋼板の特性の異方性を増加させる他、熱延時に生成するスケールの密着性を高め、スケール起因の疵を生成し易くすので、上限を０．０１０％とする。好ましい上限は、０．００４％である。少ないほど好ましいが、０．０００１％未満に低減することは、精錬コストの大幅な上昇を招くので、下限を０．０００１％とする。
Ａｌ：０．１０〜０．５０％
Ａｌは、鋼板の強度増加の他、フェライトの耐酸性の向上に効果的な元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．１０％とする。０．５０％を超えると、フェライトの変形能が低下し、鋼板の延性低下を招くので、上限を０．５０％とする。好ましくは０．１５〜０．４０％である。より好ましくは、０．１８〜０．３５％である。
Ａｌは、鋼板の強度増加の他、フェライトの耐酸性の向上に効果的な元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．１０％とする。０．５０％を超えると、フェライトの変形能が低下し、鋼板の延性低下を招くので、上限を０．５０％とする。好ましくは０．１５〜０．４０％である。より好ましくは、０．１８〜０．３５％である。
Ｎ：０．００１０〜０．０１０％
Ｎは、窒化物を形成する元素である。過剰な含有で、鋼板の延性が低下するので、上限を０．０１０％とする。好ましい上限は、０．００６％である。少ないほど好ましいが、０．００１０％未満に低減するのは、精錬コストの増加を招くので、下限を０．００１０％とする。
Ｎは、窒化物を形成する元素である。過剰な含有で、鋼板の延性が低下するので、上限を０．０１０％とする。好ましい上限は、０．００６％である。少ないほど好ましいが、０．００１０％未満に低減するのは、精錬コストの増加を招くので、下限を０．００１０％とする。
Ｃｒ：０．３０〜１．０％
Ｃｒは、フェライトの耐酸性の向上に効果的な元素である。０．３０％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．３０％とする。１．０％を超えると、フェライトの変形能が低下し、鋼板の延性低下を招くので、上限を１．０％とする。好ましくは０．４０〜０．８０％である。より好ましくは、０．５０〜０．７０％である。
Ｃｒは、フェライトの耐酸性の向上に効果的な元素である。０．３０％未満では、添加効果が十分に得られないので、下限を０．３０％とする。１．０％を超えると、フェライトの変形能が低下し、鋼板の延性低下を招くので、上限を１．０％とする。好ましくは０．４０〜０．８０％である。より好ましくは、０．５０〜０．７０％である。
Ｎｂ：０．０２０〜０．０８％
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、鋼板の強度増加に有効な元素である。０．０２０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．０２０％とする。０．０８％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．０８％とする。好ましくは、０．０３０〜０．０７％である。より好ましくは、０．０４０〜０．０５５％である。
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、鋼板の強度増加に有効な元素である。０．０２０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．０２０％とする。０．０８％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．０８％とする。好ましくは、０．０３０〜０．０７％である。より好ましくは、０．０４０〜０．０５５％である。
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成する元素である。０．０１０％未満では、固溶窒素を固着できず、延性が低下するので、下限を０．０１０％とする。０．１０％を超えると、炭化物が多量に生成し、二相域焼鈍時の炭素の固溶量が低下して鋼板強度が低下するので、上限を０．１０％とする。好ましくは、０．０１０〜０．０５％である。より好ましくは、０．０１５〜０．０３％である。
Ｔｉは、炭窒化物を形成する元素である。０．０１０％未満では、固溶窒素を固着できず、延性が低下するので、下限を０．０１０％とする。０．１０％を超えると、炭化物が多量に生成し、二相域焼鈍時の炭素の固溶量が低下して鋼板強度が低下するので、上限を０．１０％とする。好ましくは、０．０１０〜０．０５％である。より好ましくは、０．０１５〜０．０３％である。
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％
Ｂは、微量の添加で、焼入性を高めるのに有効な元素である。Ｂの添加により２相域焼鈍後の冷却時のパーライト変態が抑制されて、強度が増加する。０．００１０％未満では、添加効果がないので、下限を０．００１０％とする。０．００５０％を超えると、鋳造性が低下し、生産性が低下するので、上限を０．００５０％とする。好ましくは、０．００１５〜０．００４０％である。より好ましくは、０．００２０〜０．００３０％である。
Ｂは、微量の添加で、焼入性を高めるのに有効な元素である。Ｂの添加により２相域焼鈍後の冷却時のパーライト変態が抑制されて、強度が増加する。０．００１０％未満では、添加効果がないので、下限を０．００１０％とする。０．００５０％を超えると、鋳造性が低下し、生産性が低下するので、上限を０．００５０％とする。好ましくは、０．００１５〜０．００４０％である。より好ましくは、０．００２０〜０．００３０％である。
本発明鋼板は、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲で、原材料から不可避的に混入するＶ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、及び、Ａｓを含有する。
Ｖ：０．００１０〜０．００５％
Ｖは、炭窒化物を形成して強度向上に有効な元素である。０．００１０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１０％とする。０．００５％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．００５％とする。
Ｖは、炭窒化物を形成して強度向上に有効な元素である。０．００１０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１０％とする。０．００５％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．００５％とする。
Ｗ：０．００１０〜０．００５％
Ｗは、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し強度向上に有効な元素である。０．００１０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１０％とする。０．００５％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．００５％とする。
Ｗは、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し強度向上に有効な元素である。０．００１０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１０％とする。０．００５％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．００５％とする。
Ｍｏ：０．００１〜０．０１％
Ｍｏは、ＶやＷと同様に、炭窒化物を形成し強度向上に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１％とする。０．０１％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．０１％とする。
Ｍｏは、ＶやＷと同様に、炭窒化物を形成し強度向上に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１％とする。０．０１％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．０１％とする。
Ｎｉ：０．００１〜０．０３％
Ｎｉは、靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１％とする。０．０３％を超えると、添加効果が飽和、コストの増大を招くので、上限を０．０３％とする。好ましい上限は、０．０２％である。
Ｎｉは、靭性の向上や、焼入れ性の向上に有効な元素である。０．００１％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１％とする。０．０３％を超えると、添加効果が飽和、コストの増大を招くので、上限を０．０３％とする。好ましい上限は、０．０２％である。
Ｃｕ：０．００１〜０．０１５％
Ｃｕは、スクラップ等から混入する元素である。含有により強度の上昇と、熱間での脆性を招くので、上限を０．０１５％とする。少ないほど好ましいが、０．００１％未満へ高純度化すると、精錬コストが増加するので、下限を０．００１％とする。
Ｃｕは、スクラップ等から混入する元素である。含有により強度の上昇と、熱間での脆性を招くので、上限を０．０１５％とする。少ないほど好ましいが、０．００１％未満へ高純度化すると、精錬コストが増加するので、下限を０．００１％とする。
Ｔａ：０．００１０〜０．００５％
Ｔａは、非常に硬い炭化物を形成し強度向上に有効な元素である。０．００１０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１０％とする。０．００５％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．００５％とする。
Ｔａは、非常に硬い炭化物を形成し強度向上に有効な元素である。０．００１０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、下限を０．００１０％とする。０．００５％を超えると、熱延板の強度が増加しすぎて、冷延時の負荷が大きくなり、生産性が低下するので、上限を０．００５％とする。
原材料としてスクラップを用いた場合、不可避的に、Ｓｎ、Ｓｂ、及び、Ａｓの１種又は２種以上が、０．００１％以上、本発明鋼板に混入するが、いずれの元素も、０．０１％以下であれば、本発明鋼板の耐酸性を阻害しない。それ故、本発明鋼板においては、Ｓｎ：０．００１０〜０．０１％、Ｓｂ：０．００１０〜０．０１％、及び、Ａｓ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上の含有を許容する。
本発明鋼板において、Ｏは規定していないが、生成した酸化物が凝集して粗大化すると、靭性が低下するので、Ｏは、０．００２５％以下が好ましい。より好ましくは、０．００１５％以下である。少ないほうが好ましいが、０．０００１％未満に低減することは、技術的に困難であるので、本発明鋼板においては、０．０００１％以上を含有してもよい。
次に、フェライトの耐酸性を向上させるＳｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの量について説明する。前述のとおり、ＡｌとＣｒは、フェライトの耐酸性の向上に有効な元素である。耐酸性の向上は、フェライト中に固溶したＡｌとＣｒが、酸性環境下の鋼板表面におけるフェライト組織に保護被膜を形成することで得られると考えられる。
つまり、フェライトの耐酸性を向上させるためには、フェライトへのＡｌとＣｒの濃縮化が重要である。そのためには、焼鈍温度を高温化する。しかし、単なる焼鈍温度の高温化では、フェライト分率が低下するので、Ｓｉの添加で、焼鈍中のフェライト分率を増大する。
焼鈍温度を高温化しても、３５〜６０％のフェライト分率（フェライト分率については後述する。）を確保するとともに、フェライトの耐酸性を高めるためには、Ｓｉの量（質量％）と“ＡｌとＣｒ”の量（質量％）を適切に設定する必要がある。フェライトの耐酸性の向上効果において、４Ａｌと２Ｃｒは等価であることを本発明者らは、実験的に見いだした。
そして、本発明者らは、Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒを濃縮したフェライトの特性（耐酸性と機械特性）を、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”を指標として調査した。耐酸性については、３％硝酸アルコール溶液中でのフェライトの溶解速度を測定し、機械特性については、引張試験で、引張強度と全伸びを測定した。
図１に、フェライトの溶解速度及び全伸びと、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”の関係を示す。“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”が２．０未満であると、フェライトの溶解速度が０．３μｍ／秒を大きく超えてしまい、Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒのフェライトへの濃縮効果が発現しない。したがって、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”は２．０以上、好ましくは２．３以上となるよう成分組成を設計する。
図１に示す全伸びは、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”が３．５を超えると大きく低下する。これは、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”が３．５を超えると、フェライトが硬くなりすぎ、鋼板の延性が低下するからである。それ故、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”は３．５以下とする。好ましくは３．２以下である。
したがって、本発明鋼板においては、Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの質量％が、下記式（Ａ）を満たすように成分組成を設計する。好ましくは、下記式（Ａ’）を満たすように成分組成を設計する。
２．０≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．５ ・・・（Ａ）
２．３≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．２ ・・・（Ａ’）
２．０≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．５ ・・・（Ａ）
２．３≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．２ ・・・（Ａ’）
次に、ミクロ組織に係る限定理由について説明する。
本発明鋼板のミクロ組織は、フェライト分率を３５〜６０％とし、残部はマルテンサイトを含む低温変態相の組織とする。フェライト分率が３５％未満であると延性が低下するので、下限を３５％とする。フェライト分率が６０％を超えると、低温変態相が少なくなり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できないので、上限を６０％とする。
ミクロ組織のフェライト分率を３５〜６０％とすることにより、７８０ＭＰａ以上の引張強度と延性を確保できる。好ましいフェライト分率は、３８〜５５％、さらに好ましくは、４０〜５０％である。
本発明鋼板のミクロ組織は、フェライトの他、低温変態相として、マルテンサイト、パーライト、ベイナイトを含む。ミクロ組織の酸に対する溶解度は、組織中の固溶炭素濃度が高いほど、又は、セメンタイトの分散が密であるほど小さくなり、耐酸性が向上する。通常、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、フェライトの順に、耐酸性が低下する。
酸性環境下では、耐酸性の低い組織から鉄分が溶解して腐食が進行する。それ故、耐酸性が低いフェライトの耐酸性を何らかの手法で高めることができれば、ミクロ組織全体の耐酸性を高めることができる。“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”が２．０以上で、フェライトの溶解速度が０．３μｍ／秒以下であることは（図１、参照）、“Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ”を２．０以上とすれば、フェライトの耐酸性を高めることができ、その結果、ミクロ組織全体の耐酸性を高めることができることを意味している。
さらに、本発明鋼板の耐食性を飛躍的に高めるため、焼鈍後、本発明鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。合金化溶融亜鉛めっきは、特定のめっきに限定されない。
ここで、フェライト分率の測定方法について説明する。
まず、本発明鋼板の組織を走査型電子顕微鏡で観察する。高強度鋼板の組織は微細であるので、少なくとも、１，０００〜５，０００の倍率で観察し、板厚の１／４位置における組織を撮影する。撮影画像を解析し、それぞれの組織写真に占めるフェライト分率を測定する。少なくとも合計で４，８００μｍ2以上の面積における測定結果を平均し、フェライト分率を求める。
次に、本発明鋼板の機械特性について説明する。
本発明鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上で、全伸びが１０％以上である。引張強度が７８０ＭＰａ未満であると、特に、自動車用鋼板の高強度化の要求に応えることができないので、引張強度は７８０ＭＰａ以上とする。全伸びが１０％未満であると、プレス成形性が低下し、自動車用部品にプレス加工したとき割れが発生するので、全伸びは１０％以上とする。
次に、本発明鋼板の製造方法（以下「本発明方法」ということがある。）について説明する。
本発明方法は、前述した成分組成を有する鋳片を、８００〜１０００℃の温度範囲で熱間仕上げ圧延して熱延鋼帯とし、４５０〜５５０℃で巻き取り、その後、酸洗し、圧延率３０〜６０％で冷間圧延し、その後、７５０〜８３０℃で９０〜６００秒保時する焼鈍を行う際、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を１〜５℃／秒で加熱し、さらに、焼鈍後、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を１．５〜４℃／秒で冷却することを特徴とする。
仕上げ圧延温度は８００〜１０００℃とする。仕上げ圧延温度が８００℃未満であると、圧延中に変態が生じて圧延荷重が大きく変動する。この変動は、ミスロールの原因となるので、仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、熱延鋼帯の組織が粗大となり、冷延・焼鈍後に、７８０ＭＰａ以上の強度が得られないので、仕上げ圧延温度は１０００℃以下とする。
熱間仕上げ圧延した熱延鋼帯を４５０〜５５０℃で巻き取る。巻取温度が４５０℃未満であると、熱延鋼帯の強度が高くなりすぎて、冷延工程での負荷が増大し、生産性が低下するので、巻取温度は４５０℃以上とする。巻取温度が５５０℃を超えると、熱延鋼帯の組織において粗大なラメラーを有するパーライト組織が増加して、冷延後の焼鈍時に炭素の固溶が遅れ、所望の強度及び耐酸性が実現しないので、巻取温度は５５０℃以下とする。
巻き取った熱延鋼帯を酸洗した後、トータル圧延率（以下、単に「圧延率」という。）３０〜６０％で冷間圧延する。圧延率が３０％未満であると、焼鈍後の組織において粗大粒が増加して不均一な組織となり、延性が低下するので、圧延率の下限を３０％とする。圧延率が６０％を超えると、冷延工程での負荷が増大し、生産性が低下するので、圧延率の上限を６０％とする。
冷間圧延の後、７５０〜８３０℃で９０〜６００秒保時する焼鈍を行う。焼鈍は連続ラインにて行うことが好ましい。焼鈍温度は７５０〜８３０℃とする。焼鈍温度が７５０℃未満であると、焼鈍後に未再結晶のフェライトが残存し、延性が低下するので、焼鈍温度の下限を７５０℃とする。
焼鈍温度が８３０℃を超えると、焼鈍中にオーステナイトの分率が高まりすぎて、焼入れ性が低下し、焼鈍後に強度の高いマルテンサイト組織が得られず、鋼板強度が低下するので、焼鈍温度の上限を８３０℃とする。
焼鈍時間は９０〜６００秒とする。焼鈍時間が９０秒未満であると、焼鈍後に未再結晶のフェライトが残存して、延性が低下するので、焼鈍時間の下限を９０秒とする。焼鈍時間が６００秒を超えると、焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するので、焼鈍時間の上限を６００秒とする。
本発明方法の焼鈍においては、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲における加熱速度と冷却速度が重要である。
本発明方法では、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を加熱速度１．０〜５．０℃／秒で加熱する。加熱速度が５．０℃／秒を超えると、連続焼鈍中に板長方向での材料伸縮差が大きくなり、通板時の蛇行やそれに由来する疵の発生を招くので、加熱速度の上限を５．０℃／秒とする。加熱速度が１．０℃／秒未満であると、通板速度を小さくする必要があり、生産性が低下するので、加熱速度の下限を１．０℃／秒とする。
本発明方法では、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を冷却速度１．５〜４．０℃／秒で冷却する。焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトからフェライトへのＡｌとＣｒの濃化は、オーステナイト／フェライト界面で著しく起こり、冷却速度を遅くすることで促進することができる。
冷却速度が１．５℃／秒未満であると、冷却速度が遅くなり、生産性が低下するので、冷却速度の下限を１．５℃／秒とする。冷却速度が４．０℃／秒を超えると、ＡｌとＣｒの濃化が進行せず、耐酸性が低下するので、冷却速度の上限を４．０℃／秒とする。
上記焼鈍条件で焼鈍した本発明鋼板に、耐食性をより高めるため、合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。本発明鋼板を溶融亜鉛めっき浴に通し、ガスワイピングでめっき目付け量を調整する。その後、合金化炉に通し、地鉄を亜鉛めっき層に拡散させる合金化処理を行なう。
合金化炉の温度は、ライン速度を考慮して調整し、合金化が完了する温度を選択すればよい。通常、合金化完了温度は４６０〜６００℃である。合金化完了温度が４６０℃未満であると、合金化が遅く生産性が悪い。合金化完了温度が６００℃を超えると、フェライト−パーライト変態が生じ、特性が悪化する。
本発明鋼板には、必要に応じ、スキンパス圧延、又は、テンションレベラーなどの形状矯正を施す。スキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％が好ましい。０．１％未満では、圧延効果が小さく、かつ、制御も困難であるので、圧下率は０．１％以上が好ましい。１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、圧下率は１．５％以下が好ましい。
スキンパス圧延は、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、スキンパス圧延は、所要の圧下率で一度に行ってもよいし、数回に分けて行ってもよい。さらに、スキンパス圧延の後、トリミングを行なってもよい。
焼鈍炉はNOF−RF形式の焼鈍炉や、オールライアントチューブ形式の焼鈍炉を用いてもよい。焼鈍炉においては、めっき性を制御するため、焼鈍炉雰囲気の露点や成分を調整してもよい。本発明鋼板に連続溶融亜鉛めっきラインでめっきを施す前に、めっき性を改善する目的で、Ｎｉなどの電気めっきを施してもよい。さらに、めっき後に、耐食性を付与するため、各種の後処理を施してもよい。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例１）
表１に示す成分組成を有する板厚２５０ｍｍのスラブ（鋼種Ａ〜ＡＪ）を、１２２０℃で加熱して１時間保持し、加熱炉から取り出した後、１０８０℃で粗圧延し、板厚４０ｍｍの鋼板とした。
表１に示す成分組成を有する板厚２５０ｍｍのスラブ（鋼種Ａ〜ＡＪ）を、１２２０℃で加熱して１時間保持し、加熱炉から取り出した後、１０８０℃で粗圧延し、板厚４０ｍｍの鋼板とした。
その後、３０秒以内に仕上げ圧延を開始し、表２及び表３（表２の続き）に示す仕上げ温度で仕上げ圧延を終了して、板厚２．４ｍｍの熱延鋼帯とし、同表に示す巻取温度で巻き取った。さらに、熱延鋼帯を酸洗した後、表２及び表３（表２の続き）に示す圧延率で冷間圧延を行った。その後、連続焼鈍設備にて、表２及び表３に示す焼鈍条件で焼鈍を行った。
酸溶液中におけるフェライトの溶解速度は、あらかじめビッカース圧痕をつけたサンプルを酸溶液へ浸漬し、浸漬前後におけるビッカース圧痕の対角線の長さ変化と、フェライトの深さをレーザー顕微鏡（ＫＥＹＥＮＣＥ製 ＶＫ−８７１０）で測定して算出した。
上記の熱延、冷延、焼鈍を施して製造した鋼帯から、ＪＩＳ５号引張試験片を作製し、降伏強度，引張強度，全伸び率を測定した。測定結果（特性値）を表２及び表３（表２の続き）に示す。
（実施例２）
溶融亜鉛めっきの合金化温度の影響を調査した。表１に示す鋼種Jのスラブを１２００℃に加熱して５０分間保持し、加熱炉から取り出した後、１０９０℃で粗圧延し、板厚３５ｍｍの鋼板とした。
溶融亜鉛めっきの合金化温度の影響を調査した。表１に示す鋼種Jのスラブを１２００℃に加熱して５０分間保持し、加熱炉から取り出した後、１０９０℃で粗圧延し、板厚３５ｍｍの鋼板とした。
その後、１０秒後に仕上げ圧延を開始し、仕上げ温度９４０℃で仕上げ圧延を終了し、板厚２．２ｍｍの熱延鋼帯とし、巻取温度５５０℃で捲き取った。さらに、熱延鋼帯を酸洗後、冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼帯とした。
冷延鋼帯を、連続焼鈍設備にラインスピード５０ｍｐｍで通板し、冷延鋼帯に、加熱速度２℃／ｓ、焼鈍温度８００℃、焼鈍時間１４０秒、冷却速度１．６℃／秒の条件で焼鈍を施し、次いで、室温に降温することなく、４６０℃の亜鉛浴へ浸漬し、４３０〜６３０℃の温度範囲で合金化処理を施した。
飛び石等によるめっき層の破壊を想定し、合金化処理を施した鋼板のめっきをカッターで切り、幅０．１ｍｍの切創痕をつけ、地鉄露出部における酸への溶解量を評価した。同じ鋼板を引張試験し、全伸びと合金化温度の関係も評価した。その結果を図２に示す。合金化温度は４６０〜６００℃が好ましいことが解る。
前述したように、本発明によれば、自動車用鋼板に好適な、鋼板表面のめっき層が破壊された場合においても、酸性環境化での耐酸性に優れる、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することができる。よって、本発明は、自動車の軽量化に大きく貢献できるので、産業上の利用可能性が極めて高いものである。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．００１〜０．０２％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１０％、
Ａｌ：０．１０〜０．５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｃｒ：０．３０〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０８％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、及び、
Ｂ ：０．００１０〜０．００５０％、
を含有し、さらに、混入元素、
Ｖ ：０．００１０〜０．００５％、
Ｗ ：０．００１０〜０．００５％、
Ｍｏ：０．００１〜０．０１％、
Ｎｉ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．００１〜０．０１５％、
Ｔａ：０．００１０〜０．００５％、及び、
Ｓｎ：０．００１０〜０．０１％、Ｓｂ：０．００１０〜０．０１％、及び、Ａｓ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上
を含有し、
Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒの質量％が下記式（Ａ）を満たし、
残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有し、さらに、
(x)ミクロ組織が、フェライト分率３５〜６０％で、残部：マルテンサイトを含む低温変態相の組織であり、かつ、
(y)引張強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１０％以上であり、
(z)前記フェライトの３％硝酸アルコール溶液中での溶解速度が０．３μｍ／秒以下である
ことを特徴とする耐酸性に優れた高強度鋼板。
２．０≦Ｓｉ＋４Ａｌ＋２Ｃｒ≦３．５ ・・・（Ａ）
Ｓｉ、Ａｌ、及び、Ｃｒは、各元素の質量％を示す。 - 前記高強度鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施したことを特徴とする請求項１に記載の耐酸性に優れた高強度鋼板。
- 請求項１に記載の成分組成を有する鋳片を、８００〜１０００℃の温度範囲で熱間仕上げ圧延して熱延鋼帯とし、４５０〜５５０℃で巻き取り、その後、酸洗し、圧延率３０〜６０％で冷間圧延し、その後、７５０〜８３０℃で９０〜６００秒保時する焼鈍を行う際、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を加熱速度１．０〜５．０℃／秒で加熱し、次いで、（Ａe1−３０℃）〜（Ａe1＋３０℃）の温度範囲を冷却速度１．５〜４．０℃／秒で冷却し、
(x)ミクロ組織が、フェライト分率３５〜６０％で、残部：マルテンサイトを含む低温変態相の組織であり、かつ、
(y)引張強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１０％以上であり、
(z)前記フェライトの３％硝酸アルコール溶液中での溶解速度が０．３μｍ／秒以下である
ことを特徴とする耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記高強度鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項３に記載の耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記合金化溶融亜鉛めっきの合金化温度が４６０〜６００℃であることを特徴とする請求項４に記載の耐酸性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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