JP7017635B2 - 焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
Cgb/Cf≧3.5
(ここで、Cgb(%):冷延鋼板の1/4t地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比、Cf(%):上記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比)
Cgb/Cf≧3.5
(ここで、Cgb(%):冷延鋼板の1/4t地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比、Cf(%):上記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比)
炭素(C)は、本発明で目的とする複合組織を確保するために添加する必須元素であって、一般的には、炭素の含量が増加するほどマルテンサイトの形成が容易であるため、複合組織鋼の製造に有利であるが、意図する強度及び降伏比(降伏強度/引張強度)を確保するためには、適正含量に管理することが求められる。もし、炭素含量が0.005%未満の場合、本発明で目標とする強度の確保が困難となる恐れがあり、適正レベルのマルテンサイトの形成が困難であり得る。一方、その含量が0.08%を超える場合、焼鈍後の冷却時に粒界ベイナイトの形成が促進されて鋼の降伏比が高くなり、自動車部品などへの加工時に屈曲及び表面欠陥が発生しやすくなるという欠点がある。したがって、本発明では、炭素の含量を0.005~0.08%に設定し、より好ましくは、0.007~0.06%に設定する。
マンガン(Mn)は、複合組織鋼において硬化能を向上させる元素であって、特にマルテンサイトを形成させるにあたり、重要な役割を果たす元素である。もし、マンガン含量が1.3%未満の場合、マルテンサイトの形成が不可能であるため、複合組織鋼の製造が困難である。一方、2.3%を超える場合、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定となり、且つ組織内にマンガンバンドが形成されて、加工クラック及び板破断の発生リスクが大幅に急増するという問題がある。また、焼鈍時にマンガン酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害するという問題がある。したがって、本発明では、マンガンの含量を1.3~2.3%に制御し、より好ましくは、1.7~2.1%に制御する。
リン(P)は、成形性を大きく阻害することなく強度を確保するのに最も有利な元素であるが、過剰に添加されると、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加して熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が大きく増加し、めっき表面特性を阻害し得る。したがって、本発明では、リン含量を0.03%以下に制御する。
硫黄(S)は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、鋼中の硫黄は、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるため、その含量を0.01%以下に管理する。
窒素(N)は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが重要である。しかし、そのためには、鋼の精錬コストが急激に上昇するという問題があるため、操業条件が可能な範囲である0.01%以下に管理する。
Al(sol.Al)は、粒度の微細化と脱酸のために添加される元素であって、その含量が0.01%未満の場合、通常の安定した状態でアルミニウムキルド(Al-killed)鋼を製造することができない。一方、その含量が0.06%を超える場合、結晶粒の微細化効果により、強度上昇には有利であるが、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて、めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高まる上、製造コストの急激な上昇を招くという問題がある。したがって、本発明では、酸可溶アルミニウム(sol.Al)含量を0.01~0.06%に制御する。
クロム(Cr)は、マンガンと類似の特性を有する成分であって、鋼の硬化能向上と共に鋼の強度を向上させるために添加される元素である。また、クロムはマルテンサイトの形成に寄与し、熱間圧延中にCr23C6のような粗大なCr系炭化物を形成して鋼中に固溶炭素量を適切レベル以下に析出させることで、降伏点伸び(YP-El)の発生を抑制し、降伏比が低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。また、クロムは強度上昇に対する延性低下を最小化して、高延性を有する高強度複合組織鋼の製造にも有利な元素である。但し、その含量が1.0%を超えると、マルテンサイト組織分率を過度に増加させて強度及び伸びの低下をもたらし得るため、本発明ではクロム含量を1.0%以下(0%は除く)に制御する。
アンチモン(Sb)は、本発明において重要な役割を果たす元素である。本発明では、炭素をできるだけ低くし、好ましくは0.005~0.04%とし、Mn及びCrなどの硬化能元素を用いて微細なM(マルテンサイト)相を鋼中に分布させることで、耐時効性に優れた焼付硬化鋼を製造することができる。しかし、上記Mn及びCrは、焼鈍中にMn、Cr系酸化物として表層に溶出され、めっき時に密着性を低下させ、めっき剥離という問題を引き起こす可能性がある。そこで、Sbを微量添加して、M(マルテンサイト)相の結晶粒界に優先的に偏析するようにし、Mn及びCrなどが粒界に沿って移動することを防止し、最終的にめっきの表面品質を向上させる。Sbが微量添加されても十分な効果が得られるため、0%を除き、特に下限を設定せず、その含量が0.1%を超える場合は、過剰なSbが存在することにより、合金コストの上昇及び熱延における表面クラック発生の可能性が高いため、その含量の上限は0.1%に制限する。より好ましくは0.005~0.04%に限定することが有利である。
シリコン(Si)は、固溶強化により鋼板の強度上昇に寄与するが、本発明では、意図的に添加しない。シリコンを添加しなくても物性確保の面で大きな支障はない。但し、製造上不可避に添加される量を考慮して0%は除くことができる。一方、シリコン含量が0.3%を超える場合、めっき表面特性が劣位となるという問題があるため、本発明ではシリコン含量を0.3%以下に制御する。
モリブデン(Mo)は、オーステナイトがパーライトに変態することを遅延させると共に、フェライト微細化及び鋼の強度を向上させるために添加することができる。また、モリブデンは、鋼の硬化能向上にも寄与する。但し、モリブデンの含量が0.2%を超える場合、製造コストの急激な上昇を招いて経済性が低下するだけでなく、鋼の延性も低下するという問題がある。したがって、本発明では、モリブデンの含量を0.2%以下に制御する。一方、その下限値は、微量添加時にも効果が高いため、特に限定しない。但し、より好ましくは0.005~0.1%である。
ボロン(B)は、鋼中のリンによる耐2次加工脆性を防止するために添加することができる元素であって、ボロンを添加しなくても物性確保の面で大きな支障はない。一方、ボロンの含量が0.003%を超えると、鋼の延性低下を招くことがあるため、本発明では、ボロンの含量を0.003%以下に制御する。
Cgb/Cf≧3.5
(ここで、Cgb(%):冷延鋼板の1/4t地点においてマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比、Cf(%):上記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比)
まず、前述の成分系を有するスラブを再加熱する。スラブの再加熱温度は、1180~1350℃に設定することが好ましい。
上記のように再加熱された鋼スラブを850~1150℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る。この際、熱間仕上げ圧延温度はAr3温度以上である。
上記熱延鋼板を550~750℃の温度範囲まで10~70℃/secの平均冷却速度で冷却し、550~750℃の温度範囲で巻き取る。
上記のように、冷却及び巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。冷間圧延時、冷間圧下率は40~80%であってもよい。もし、冷間圧下率が40%未満の場合、目標とする厚さを確保することが困難になることがあり、鋼板の形状矯正が困難になることがある。一方、冷間圧下率が80%を超える場合、鋼板のエッジ(edge)部でクラックが発生することがあり、冷間圧延の負荷をもたらし得る。
上記冷延鋼板をAc1+20℃~Ac3-20℃の温度範囲で3~30体積%の水素濃度下で連続焼鈍する。
Ac1(℃)=723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr]
Ac3(℃)=910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W
(ここで、[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[W]及び[Mo]のそれぞれは、当該元素の重量%を意味する。)
上記のように連続焼鈍された冷延鋼板を630~670℃まで2~10℃/secの平均冷却速度で1次冷却する。
上記のように1次冷却された冷延鋼板を4~20℃/secの平均冷却速度で440~480℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで2次冷却する。
上記のように2次冷却された冷延鋼板を440~480℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る。
上記溶融亜鉛系めっき鋼板を(Ms-100)℃以下まで3℃/sec以上の平均冷却速度で最終冷却する。
Ms(℃)=539-423[C]-30.4[Mn]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
(ここで、[C]、[Mn]、[Cr]、[Ni]及び[Mo]のそれぞれは、当該元素の重量%を意味する。)
一方、必要に応じて、最終冷却する前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
また、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板または合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延する段階をさらに含むことができる。
(ここで、(1)はマルテンサイト面積率(%)を意味し、(2)はベイナイト面積率(%)を意味し、(3)はCgb/Cf値を意味し、(4)は未めっき評価において1~2等級は優秀、3~4等級は普通、5等級は劣位を意味し、(5)はSealer Bendingによるめっき密着性の評価結果であって、〇(OK)、×(NG)を意味する。)
Claims (10)
- 重量%で、炭素(C):0.005~0.08%;マンガン(Mn):1.3~2.3%;リン(P):0.03%以下(0%は除く);硫黄(S):0.01%以下(0%は除く);窒素(N):0.01%以下(0%は除く);アルミニウム(sol.Al):0.01~0.06%;クロム(Cr):1.0%以下(0%を除く);アンチモン(Sb):0.1%以下(0%を除く)と、シリコン(Si):0.3%以下(0%を除く)、モリブデン(Mo):0.2%以下(0%を除く)及びボロン(B):0.003%以下(0%を除く)からなる群から選択された1種以上と、残部鉄(Fe)及び不可避な不純物からなり、微細組織として、面積%で、1~5%のマルテンサイト及び残りのフェライトからなり、鋼板の厚さ方向の1/4t(ここで、tは冷延鋼板の厚さ(mm)を意味し、以下、同一である)地点において、下記関係式1により決定されるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比(Cgb、%)と、前記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比(Cf)との関係(Cgb/Cf)が3.5以上であり、表面に形成された溶融亜鉛系めっき層を含む、焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
[関係式1]
Cgb/Cf≧3.5
(ここで、Cgb(%):冷延鋼板の1/4t地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比、Cf(%):前記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比) - 前記溶融亜鉛系めっき層が合金化溶融亜鉛系めっき層である、請求項1に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
- 前記鋼板は、210~270MPaの降伏強度及び0.6以下の降伏比(YS/TS)を有する、請求項1又は2に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
- 重量%で、炭素(C):0.005~0.08%;マンガン(Mn):1.3~2.3%;リン(P):0.03%以下(0%は除く);硫黄(S):0.01%以下(0%は除く);窒素(N):0.01%以下(0%は除く);アルミニウム(sol.Al):0.01~0.06%;クロム(Cr):1.0%以下(0%を除く);アンチモン(Sb):0.1%以下(0%を除く)と、Si:0.3%以下(0%を除く)、Mo:0.2%以下(0%を除く)及びB:0.003%以下(0%を除く)からなる群から選択された1種以上と、残部鉄(Fe)及び不可避な不純物からなるスラブを再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを850~1150℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を550~750℃の温度範囲まで10~70℃/secの平均冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却された熱延鋼板を550~750℃の温度範囲で巻き取る段階と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板をAc1+20℃~Ac3-20℃の温度範囲で3~30体積%の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、
前記連続焼鈍された冷延鋼板を630~670℃まで2~10℃/secの平均冷却速度で1次冷却する段階と、
前記1次冷却された冷延鋼板を4~20℃/secの平均冷却速度で440~480℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで2次冷却する段階と、
前記2次冷却された冷延鋼板を440~480℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、
前記溶融亜鉛系めっき鋼板を(Ms-100)℃以下まで3℃/sec以上の平均冷却速度で最終冷却する段階とを含み、
微細組織として、面積%で、1~5%のマルテンサイト及び残りのフェライトからなり、
鋼板の厚さ方向の1/4t(ここで、tは冷延鋼板の厚さ(mm)を意味し、以下、同一である)地点において、下記関係式1により決定されるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比(Cgb、%)と、前記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比(Cf)との関係(Cgb/Cf)が3.5以上である、焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
[関係式1]
Cgb/Cf≧3.5
(ここで、Cgb(%):冷延鋼板の1/4t地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のSb平均面積占有比、Cf(%):前記マルテンサイト相周辺1μm以内のフェライト相における平均Sb面積占有比) - 前記冷間圧延時の圧下率が40~80%である、請求項4に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延は5つ又は6つのスタンドで構成される圧延機を用いて行うことができ、最初のスタンド圧下率は25~37%に設定される、請求項4又は5に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
- 前記最終冷却段階の前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項4から6のいずれか1項に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
- 前記合金化熱処理が500~540℃の温度範囲で行われる、請求項7に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
- 前記溶融亜鉛系めっき鋼板または前記合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延する段階をさらに含む、請求項7に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
- 前記調質圧延時の圧下率が0.3~1.6%である、請求項9に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
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