JP6238474B2 - 加工性に優れた溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
特許文献2には、延性と穴広げ性を高めた材料として、フェライト単相鋼板が提案されている。しかしながら、Moを含有しているため、著しいコスト増加を招く問題がある。
特許文献3及び4には、延性と穴広げ性を高めた材料として、フェライトとマルテンサイトとの硬度差を軽減した複相鋼板が提案されている。しかしながら、マルテンサイトの硬度を低下させているため、フェライトの体積率を高めると、強度の低下が懸念される。また、穴広げ性は、必ずしも高いものではない。
特許文献5には、穴広げ性および耐食性に優れた溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板が提案されている。しかし、この文献の手法に従っても、安定して高い穴広げ性を得ることは必ずしも容易でないことがわかった。
本発明は、上記問題に鑑み、プレス加工、伸びフランジ加工など加工に適した強度、延性及び穴広げ性を有し、かつ高い耐食性を有する溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
Ti/C当量比=(Ti/48)/(C/12)・・・(1)
ただし、(1)式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量(質量%)が代入される。
Cは、Tiを含む炭化物を形成し、ベイニティックフェライトまたはフェライト組織中に微細析出し、高強度化に有効な元素である。C含有量が0.005%未満では400MPa以上の強度を得るのが困難であり、0.08%を越えて添加すると析出物の粗大化や硬質第2相およびセメンタイトの形成により、穴広げ性が低下する。C含有量の範囲は、好ましくは、0.01〜0.08%である。
Siは、固溶強化に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると、溶融めっきラインでの加熱時に鋼板表面に酸化物を形成し、めっき性を阻害するので、添加量の上限を0.8%とする。
Mnは、高強度化に有効な元素である。0.1%未満では400MPa以上の強度を得るのが難しく、1.8%を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、穴広げ性が低下する。Mn含有量の範囲は、好ましくは、0.5〜1.8%である。
Pは固溶強化に有効な元素であるが、0.05%を超えて添加すると、偏析が生じやすくなり、バーリング性が低下する。P含有量の範囲は、好ましくは、0.025%以下である。なお、Pの含有量は0を含まない。
SはTiやMnと硫化物を形成し、穴広げ性が低下する。このため、Sは極力低減すべき元素である。S含有量の範囲は、好ましくは、0.005%以下、さらに好ましくは、0.003%以下である。なお、Sは不可避的不純物であり、その含有量は0を含まない。
Nは、鋼中に固溶Nとして残存するとBNを生成し、耐溶融金属脆化割れ性に有効なB量の減少につながる。検討の結果、N含有量は0.005%以下に制限されるが、通常は0.001%程度のNが存在していても問題ない。N含有量の範囲は、好ましくは、0.001〜0.004%である。
TiはCと結合して、微細なTiの炭化物として析出し、高強度化に有効な元素である。また、TiはNとの親和性が高く、鋼中のNをTiNとして固定するため、Tiを添加することは耐溶融金属脆化割れ性を高めるB量を確保する上で極めて有効である。これらの作用を十分得るためには0.02%以上の添加が必要であり、0.2%を超えて添加すると加工性の低下を招く。Ti含有量の範囲は、好ましくは、0.03〜0.2%である。
Bは結晶粒界に偏析して原子間結合力を高め、溶融金属脆化割れの抑制に有効な元素である。また、鋼のオーステナイト−フェライト変態を抑制させる元素であり、オーステナイト−フェライト変態を抑制させることで、Ti系炭化物の析出温度を低温化し、Ti系炭化物の微細化に寄与する。0.0005%未満ではその効果が無く、0.01%を超えて添加するとホウ化物を生成し加工性の劣化を招く。B含有量の範囲は、好ましくは、0.001〜0.005%である。
Alは、製鋼時に脱酸材として添加される。0.1%を超えて添加すると延性の低下を招く。Al含有量の範囲は、好ましくは、0.05%以下である。なお、Alの含有量は0を含まない。
Nb、Vは加熱および熱延中のγ粒の粗大化を防止し、フェライト粒の微細化に有効である。また、Tiと同様にCを含む複合炭化物を形成し、強度上昇にも寄与する。このため必要に応じてこれらの元素の1種以上を含有することができる。
Ti/C当量比は、穴広げ性や延性を向上させるのに重要な値である。Ti/C当量比は、(1)式によって定義される。
Ti/C当量比=(Ti/48)/(C/12)・・・(1)
ただし、(1)式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量(質量%)が代入される。
本発明に関わる高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板のミクロ組織は、ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相の双方の組織を主相とし、硬質第2相とセメンタイトの面積率が3%以下であり、かつ、結晶方位の相違が2〜15°の小角粒界の割合が30%以上、75%以下であり、かつ、Tiを含む炭化物の平均粒径を20nm以下にしている。以下、これらについて説明する。
なお、「主相」とは、本発明の鋼板の金属組織において、硬質第2相とセメンタイトを除いた残りの相を意味する。
上記加工性に優れた高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板は、例えば成分調整された鋼材(連続鋳造スラブなど)に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Zn−Al−Mg系めっきを順次行う工程により製造することができる。以下、その場合の製造条件を例示する。
巻取温度が500℃未満では、Tiを含む炭化物の析出量が不十分となり強度が低下する。また、小角粒界の割合が増加し、延性が低下する。一方、巻取温度が650℃を超えるとTiを含む炭化物の粗大化が起こり、強度低下および穴広げ性が低下する。
焼鈍温度が550℃未満では鋼板表面が十分に還元せずめっき性が低下する。一方、焼鈍温度が720℃を超えると炭化物の粗大化が起こり、強度低下および穴広げ性低下を招く。また、小角粒界の割合が減少し、穴広げ性が低下する。
本発明では、公知の溶融Zn−Al−Mg系めっきの手法を適用することができる。
めっき層中のAlは、めっき鋼板の耐食性を向上させる作用を有する。また、めっき浴中にAlを含有させることでMg酸化物系ドロス発生を抑制する作用もある。これらの作用を十分に得るには溶融めっきのAl含有量を3.0%以上とする必要があり、4.0%以上とすることがより好ましい。一方、Al含有量が22.0%を超えると、めっき層と素材鋼板との界面でFe−Al合金層の成長が著しくなり、めっき密着性が悪くなる。優れためっき密着性を確保するには15.0%以下のAl含有量とすることが好ましく、10.0%以下とすることがより好ましい。
Al:6.0%、Mg:3.0%、Ti:0.002%、B:0.0005%、Si:0.01%、Fe:0.1%、Zn:残部
採取した溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板サンプルから作製した薄膜を透過型電子顕微鏡(TEM)により観察し、Ti含有炭化物が30個以上含まれる一定の領域内の当該炭化物の粒子径(長径)を測定し、その平均値をTi含有炭化物の平均粒子径とした。
採取した溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板サンプルから切出した試料を圧延方向断面に研磨し、次いで、電解研磨して表面を調整した。その後、電子後方散乱回折像法(EBSP)を用いて、結晶粒界の方位差を測定した。結晶粒界の方位差が2〜15°の小角粒界の結晶粒界の全長の、同じく測定した結晶粒界の方位差が2〜180°の結晶粒界の全長に対する割合を表2に併記する。
なお、今回の測定には以下の装置・条件を用いた。
・観察装置:電界放出型走査電子顕微鏡 日本電子社製 JSM−6500F
・EBSPシステム:EDAX−TSL社製 OIM Data Collection
5.21
・測定範囲/測定間隔:100×100μm/ 0.3μm×1視野
採取した溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板サンプルから切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ピクラール試薬にてエッチングし、観察された組織から画像解析によって算出した硬質第2相およびセメンタイトの面積率を表2に併記する。
試験片の長手方向が素材鋼板の圧延方向に対し直角になるように採取したJIS5号試験片を用い、JISZ2241に準拠して引張強さTS、全伸びT.Elを求めた。
TS×T.Elバランスが13000以上を合格と判定した。
溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板から90×90mmのサンプルを採取し、これを穴広げ性試験のための素板(ブランク材)とした。この素板の中央にポンチとダイスを用いて打抜き穴を開けた。初期穴の直径D0は10.0mm、ダイスはクリアランスが板厚の12%となるものを選んだ。打ち抜きままの穴に、バリの反対側から頂角60°のポンチを押し込み、初期穴を拡大した。その際、ポンチの移動速度は10mm/minとした。鋼板の穴が拡大して板厚方向に割れが貫通した時点でポンチを止め、穴の内径Dbを測定した。そして、(Db−D0)/D0×100(%)で定義される穴広げ率λを求めた。
TS×λバランスが40000以上を合格と判定した。
溶融金属脆化特性は、次の手順により溶接試験を行って評価した。
溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板から100mm×75mmのサンプルを切り出し、これを溶融金属脆化に起因する最大割れ深さを評価するための試験片とした。溶接試験は、図1に示す外観のボス溶接材を作成する「ボス溶接」を行い、その溶接部断面を観察して割れの発生状況を調べた。すなわち、試験片3の板面中央部に直径20mm×長さ25mmの棒鋼(JISに規定されるSS400材)からなるボス(突起)1を垂直に立て、このボス1を試験片3にアーク溶接にて接合した。溶接ワイヤーはYGW12を用い、溶接開始点から溶接ビード6がボスの周囲を1周し、溶接始点を過ぎた後もさらに少し溶接を進めて溶接開始点を過ぎて溶接ビードの重なり部分8ができたところで溶接を終了とした。溶接条件は、190A,23V,溶接速度0.3m/min、シールドガス:Ar−20vol.%CO2、シールドガス流量:20L/minとした。
2 クランプ
3 試験片
4 拘束板
5 実験台
6 溶接ビード
7 試験片全周溶接部の溶接ビード
8 溶接ビードの重なり部分
9 切断面
Claims (6)
- 素材鋼板の表面に溶融Zn−Al−Mg系めっき層を有するめっき鋼板において、素材鋼板が、質量%で、C:0.005〜0.08%、Si:0.8%以下、Mn:0.1〜1.8%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、N:0.001〜0.005%、Ti:0.02〜0.2%、B:0.0005〜0.01%、Al:0.1%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、下記(1)式で表されるTi/C当量比が0.4〜1.5であり、ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライト相とフェライト相を含む相を主相とし、硬質第2相およびセメンタイトの面積率が3%以下であり、かつ、結晶方位の相違が2〜15°の小角粒界の割合が30%〜75%であり、平均粒子径20nm以下のTiを含む炭化物が分散析出している、引張強度が400MPa以上の加工性に優れた高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板。
Ti/C当量比=(Ti/48)/(C/12)・・・(1)
ただし、(1)式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量(質量%)が代入される。 - 素材鋼板が、さらに、質量%で、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下の1種以上を含有する組成を有する請求項1に記載の、引張強度が400MPa以上の加工性に優れた高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板。
- 前記溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板のめっき組成は、質量%で、Al:3.0〜22.0%、Mg:0.05〜10.0%、Ti:0〜0.10%、B:0〜0.05%、Si:0〜2.0%、Fe:0〜2.0%、残部Znおよび不可避的不純物からなる、請求項1または2に記載の高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板。
- 素材鋼板が、質量%で、C:0.005〜0.08%、Si:0.8%以下、Mn:0.1〜1.8%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、N:0.001〜0.005%、Ti:0.02〜0.2%、B:0.0005〜0.01%、Al:0.1%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記(1)式で表されるTi/C当量比が0.4から1.5である鋼材に、熱間圧延、酸洗、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Zn−Al−Mg系めっきを順次行う工程において、熱間圧延の仕上温度を850℃から880℃、熱間圧延での巻取温度を500℃から650℃、連続溶融めっきラインでの焼鈍温度を550℃から720℃とすることを特徴とする、請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法。
Ti/C当量比=(Ti/48)/(C/12)・・・(1)
ただし、(1)式の元素記号の箇所には素材鋼板中における当該元素の含有量(質量%
)が代入される。 - 素材鋼板が、さらに質量%で、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下の1種以上を含有することを特徴とする、請求項4に記載の高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法。
- 前記溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板のめっき組成は、質量%で、Al:3.0〜22.0%、Mg:0.05〜10.0%、Ti:0〜0.10%、B:0〜0.05%、Si:0〜2.0%、Fe:0〜2.0%、残部Znおよび不可避的不純物からなる、請求項4または5に記載の高強度溶融Zn−Al−Mg系めっき鋼板の製造方法。
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