JP6237956B1 - 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]質量%で、C:0.04%以上0.15%以下、Si:0.3%以下、Mn:1.0%以上2.6%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、Al:0.01%以上0.1%以下、N:0.015%以下であり、かつTi、Nbのうち1種または2種を合計で0.01%以上0.2%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板全体に対する面積率で、50%以上のフェライトと10%以上50%以下のマルテンサイトを有し、鋼組織のナノ硬さの標準偏差が1.50GPa以下である鋼組織とを有し、引張強度が590MPa以上であることを特徴とする薄鋼板。
[2]前記成分組成は、さらに、質量%で、Cr:0.05%以上1.0%以下、Mo:0.05%以上1.0%以下、V:0.01%以上1.0%以下から選ばれる少なくとも1種を含有することを特徴とする[1]に記載の薄鋼板。
[3]前記成分組成は、さらに、質量%で、B:0.0003%以上0.005%以下を含有することを特徴とする[1]または[2]に記載の薄鋼板。
[4]前記成分組成は、さらに、質量%で、Ca:0.001%以上0.005%以下、Sb:0.003%以上0.03%以下から選ばれる少なくとも1種を含有することを特徴とする[1]〜[3]のいずれかに記載の薄鋼板。
[5][1]〜[4]のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
[6][5]に記載のめっき層が溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
[7][6]に記載の溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
[8][1]〜[4]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを800℃以上1350℃以下の温度に加熱して800℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行った後、400℃以上650℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
[9][8]に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を、冷間圧下率を30〜95%で冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
[10][9]に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、600℃以上の温度域での露点を−40℃以下とし、500℃〜Ac1変態点における平均加熱速度を10℃/s以上で730〜900℃まで加熱し10秒以上保持した後、冷却過程において750℃から550℃までの平均冷却速度を3℃/s以上で冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
[11][10]に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっき処理を施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
[12][11]に記載の製造方法において、めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であることを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
[13][12]に記載の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理後、さらに480〜560℃の温度域で5〜60sの合金化処理を行うことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は、質量%で、C:0.04%以上0.15%以下、Si:0.3%以下、Mn:1.0%以上2.6%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、Al:0.01%以上0.1%以下、N:0.015%以下であり、かつTi、Nbのうち1種または2種を合計で0.01%以上0.2%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。
Cはマルテンサイトを生成させDP組織とするために必要な元素である。C含有量が0.04%未満では所望のマルテンサイト量が得られず、一方、0.15%を超えると溶接性の低下を招く。そのため、C含有量は0.04%以上0.15%以下の範囲に制限する。下限は、好ましくは0.06%以上である。上限は、好ましくは0.12%以下である。
Siは鋼の強化に有効な元素である。しかし、Si含有量が0.3%を超えると熱延時に発生する赤スケールに起因して、焼鈍後の鋼板の疲労特性の低下につながる。そのため、Si含有量は0.3%以下とする。好ましくは0.1%以下である。
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、焼鈍後の冷却時にパーライトの生成を抑制しマルテンサイトの生成に有効に働く。このため、Mnは1.0%以上の含有が必要である。一方、2.6%を超えて過剰に含有すると、マルテンサイトが過度に生成して成形性の低下を招く。したがって、Mn含有量は1.0%以上2.6%以下とする。下限は、好ましくは1.4%以上である。上限は、好ましくは2.2%以下であり、より好ましくは2.2%未満であり、さらに好ましくは2.1%以下である。
Pは、鋼の強化に有効な元素であるが、0.1%を超えて過剰に含有すると、加工性や靱性の低下を招く。したがって、P含有量は0.1%以下とする。
Sは、MnSなどの介在物となって成形性の低下を招くので極力低い方がよいが、製造コストの面からS含有量は0.01%以下とする。
Alは脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で含有することが好ましい。ここで、Al含有量が0.01%に満たないとその効果に乏しくなるので、下限を0.01%とする。しかしながら、Alの過剰な含有は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Al含有量は0.1%以下とする。
Nが0.015%を超えると鋼板内部に粗大なAlNが増加し疲労特性が低下する。そのためN含有量は0.015%以下とする。好ましくは0.010%以下である。
Ti、Nbは炭窒化物を形成して鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。さらに、TiCやNbCの析出によりフェライトの再結晶が抑制され、それが後述するような疲労特性の向上につながる。このような効果はTiとNbの含有量の合計が0.01%以上で得られる。しかし、TiとNbの含有量の合計が0.2%を超えるとその効果が飽和するだけでなく成形性の低下を招く。このため、TiとNbの含有量の合計は0.01%以上0.2%以下とする。下限は、好ましくは0.03%以上である。上限は、好ましくは0.1%以下である。
Cr、Mo、Vは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。その効果は、Cr:0.05%以上、Mo:0.05以上、V:0.01%以上で得られる。しかしながら、それぞれCr:1.0%、Mo:1.0%、V:1.0%を超えて過剰に含有すると、成形性が低下する。したがって、これらの元素を含有する場合には、上限はそれぞれ1.0%以下とする。Cr含有量については、下限はさらに好ましくは0.1%以上であり、上限はさらに好ましくは0.5%以下である。Mo含有量については、下限はさらに好ましくは0.1%以上であり、上限はさらに好ましくは0.5%以下である。V含有量については、下限はさらに好ましくは0.02%以上であり、上限はさらに好ましくは0.5%以下である。
Bは焼入れ性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような作用はB含有量が0.0003%以上で得られる。しかし、0.005%を超えて含有するとその効果が飽和してコストアップになる。したがって、含有する場合は0.0003%以上0.005%以下とする。下限は、さらに好ましくは0.0005%以上である。上限は、さらに好ましくは0.003%以下である。
Caは硫化物の形状を球状化し成形性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、0.001%以上必要である。しかしながら、過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Caを含有する場合は、その含有量を0.001%以上0.005%以下とする。
Sbは鋼板表層部に生じる脱炭層を抑制し疲労特性を向上させる効果を有する。このような効果の発現のためには、Sb含有量を0.003%以上とすることが好ましい。しかし、Sb含有量が0.03%を超えると鋼板製造時に圧延荷重の増大を招き、生産性の低下が懸念される。したがって、Sbを含有する場合には、その含有量を0.003%以上0.03%以下とする。下限は、さらに好ましくは0.005%以上である。上限は、さらに好ましくは0.01%以下である。
良好な延性を確保するためには、フェライトは、鋼板全体に対する面積率で50%以上必要である。好ましくは60%以上である。
マルテンサイトは鋼の高強度化に働き、所望の強度を得るためには、鋼板全体に対する面積率で10%以上必要である。しかし、面積率で50%を超えると過度に強度が上昇し成形性が低下する。そのためマルテンサイトの面積率は10%以上50%以下とする。下限は、好ましくは15%以上である。上限は、好ましくは40%以下である。
ナノ硬さの標準偏差が1.50GPaを超えると所望の疲労特性が得られないため、1.50GPa以下とする。好ましくは1.3GPa以下である。なお、標準偏差σは、n個の硬さデータxに対し、式(1)により求める。
σ=√((nΣx2−(Σx)2)/(n(n−1)))・・・(1)
<薄鋼板>
薄鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、薄鋼板の厚みは特に限定されないが、通常、0.7〜2.3mmである。
本発明のめっき鋼板は、本発明の薄鋼板上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はAlやMgを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき(Zn−Al−Mgめっき層)も好ましい。この場合、Al含有量を1質量%以上22質量%以下、Mg含有量を0.1質量%以上10質量%以下とすることが好ましい。さらに、Si、Ni、Ce、Laから選ばれる1種以上を合計で1%以下含有していても良い。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなZnめっき以外に、Alめっき等でもよい。
次に製造条件について説明する。
上記鋼スラブ製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ(鋼素材)とするのが好ましい。また、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
本発明の熱間圧延条件は、鋼スラブを1200℃以上1350℃以下の温度に加熱して800℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行った後、400℃以上650℃以下の巻取温度で巻き取る方法である。
スラブの状態ではTiおよびNbは粗大なTiCやNbCとして存在しており、それを一旦溶かして熱延時に微細に再析出させる必要がある。そのためにはスラブ加熱温度を1200℃以上とする必要があり、加熱温度が1350℃を超えるとスケールの過度な生成により歩留りが低下するため、スラブ加熱温度は1200℃以上1350℃以下とする。下限は、好ましくは1230℃以上である。上限は、好ましくは1300℃以下である。
仕上げ圧延温度が800℃を下回ると、圧延中にフェライトが生成することで、それに伴い析出するTiCやNbCの粗大化により鋼組織のナノ硬さの標準偏差を1.50GPa以下とすることができない。したがって、仕上げ圧延温度は800℃以上とする。好ましくは830℃以上である。
巻取温度が400℃以上650℃以下の範囲内とすることにより、鋼組織のナノ硬さの標準偏差が1.50GPa以下とすることができる。巻取温度が650℃を超えると、再析出したTiCやNbCが粗大化して焼鈍時のフェライトの再結晶抑制に有効に働かなくなり、また巻取温度が400℃未満では熱延板の形状が悪化したり、熱延板の焼入れ状態が過度になり、併せて不均一になるため、いずれの場合でも、鋼組織のナノ硬さの標準偏差が1.50GPa以下とすることができない。したがって、巻取温度は400℃以上650℃以下とする。下限は、好ましくは450℃以上である。上限は、好ましくは600℃以下である。
本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法である。
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、600℃以上の温度域での露点を−40℃以下とし、500℃〜Ac1変態点における平均加熱速度を10℃/s以上で730〜900℃まで加熱し10秒以上保持した後、冷却過程において750℃から550℃までの平均冷却速度を3℃/s以上で冷却する方法である。
本発明の鋼における再結晶温度域である500℃からAc1変態点における平均加熱速度を10℃/s以上とすることで、加熱昇温時のフェライトの再結晶が抑制されたままα→γの逆変態が生じる。その結果、焼鈍時の組織は未再結晶フェライトとオーステナイトの二相組織となり、焼鈍後は未再結晶フェライトとマルテンサイトとのDP組織となる。このような未再結晶フェライトは再結晶フェライトに比べて粒内に転位を多く含み硬度が高くなることでナノ硬度の標準偏差が小さくなり、耐疲労特性が向上する。DP組織におけるフェライトの強化により、疲労亀裂の発生とその進展が抑制され、疲労特性の向上に有効に働く。500℃〜Ac1変態点における平均加熱速度は、好ましくは15℃/s以上である。さらに好ましくは20℃/s以上である。
加熱温度が730℃未満あるいは保持時間が10秒未満では再オーステナイト化が不十分となり焼鈍後に所望のマルテンサイト量が得られない。一方、900℃を上回ると再オーステナイト化が過度に進むことで未再結晶フェライトが減少し、焼鈍後の鋼板の耐疲労特性が低下する。そのため、加熱条件は730〜900℃で10秒以上とする。好ましくは760〜850℃で30秒以上である。
平均冷却速度が3℃/s未満では冷却時にパーライトが生成し焼鈍後に所望の量のマルテンサイトが得られなくなるため、平均冷却速度は3℃/s以上とする。好ましくは5℃/s以上である。
また、600℃以上の温度域での露点を−40℃以下とすることにより、焼鈍中の鋼板表面からの脱炭を抑制することができ、本発明で規定する590MPa以上の引張強度を安定的に製造することができる。600℃以上の温度域での露点が−40℃を超える高露点の場合は、前記した鋼板表面からの脱炭により鋼板の強度が前記した基準を下回る場合がでる。よって、600℃以上の温度域での露点は−40℃以下と定める。雰囲気の露点の下限は特に規定はしないが、−80℃未満では効果が飽和し、コスト面で不利となるため−80℃以上が好ましい。なお、上記温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
本発明のめっき鋼板の製造方法は、薄鋼板にめっきを施す方法である。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを1ラインで連続して行ってもよい。その他、Zn−Ni電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。また、上述のめっき層の説明で記載の通り、Znめっきが好ましいが、Alめっき等の他の金属を用いためっき処理でもよい。
Ac1(℃)=723−10.7×(%Mn)+29.1×(%Si)+16.9×(%Cr)
なお、上記式において、(%Mn)、(%Si)、(%Cr)は各成分の含有量を示す。
Claims (11)
- 質量%で、
C:0.04%以上0.15%以下、
Si:0.3%以下、
Mn:1.0%以上2.6%以下、
P:0.1%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.01%以上0.1%以下、
N:0.015%以下であり、かつ
Ti、Nbのうち1種または2種を合計で0.01%以上0.2%以下を含み、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板全体に対する面積率で、50%以上のフェライトと10%以上50%以下のマルテンサイトを有し、
鋼組織のナノ硬さの標準偏差が1.50GPa以下である鋼組織とを有し、引張強度が590MPa以上であることを特徴とする薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:0.05%以上1.0%以下、
Mo:0.05%以上1.0%以下、
V:0.01%以上1.0%以下から選ばれる少なくとも1種
を含有することを特徴とする請求項1に記載の薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
B:0.0003%以上0.005%以下
を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の薄鋼板(ただし、Si含有量が0.3%の場合を除く。)。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ca:0.001%以上0.005%以下、
Sb:0.003%以上0.03%以下から選ばれる少なくとも1種
を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の薄鋼板。 - 請求項1〜4のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
- 請求項5に記載のめっき層が溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
- 請求項6に記載の溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とするめっき鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、
請求項1〜4のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを1200℃以上1350℃以下の温度に加熱して800℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行った後、400℃以上650℃以下の巻取温度で巻き取ることで熱延鋼板を製造し、
前記熱延鋼板を、冷間圧下率を30〜95%で冷間圧延することで冷延フルハード鋼板を製造し、
前記冷延フルハード鋼板を、600℃以上の温度域での露点を−40℃以下とし、500℃〜Ac1変態点における平均加熱速度を10℃/s以上で730〜900℃まで加熱し10秒以上保持した後、冷却過程において750℃から550℃までの平均冷却速度を3℃/s以上で冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。 - 請求項8に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっき処理を施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
- 請求項9に記載の製造方法において、めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であることを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
- 請求項10に記載の製造方法において、溶融亜鉛めっき処理後、さらに480〜560℃の温度域で5〜60sの合金化処理を行うことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
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