JP7288184B2 - 溶融Zn-Al-Mg系めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
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Description
めっき原板に相当する基材鋼板の成分元素について説明する。本明細書において、基材鋼板の化学組成に関する「%」は特に断らない限り「質量%」を意味する。
C(炭素)は、鋼の高強度化に必要な元素である。引張強さ780MPa以上の強度レベルを得るためには0.050%以上のC含有量を必要とする。ただし、C含有量が過剰になると組織の不均一性が顕著となり、加工性が低下する。そのため、C含有量は0.180%以下に制限され、0.160%以下に管理してもよい。
Si(ケイ素)は、高強度化に有効である他、セメンタイトの析出を抑制する作用を有し、パーライト等の生成を抑制するうえで有効である。これらの作用を十分に発揮させるために0.001%以上のSi含有量を確保する。ただし、多量にSiを含有すると、鋼板表面にSi濃化層が生じ、めっき性の低下を招く要因となる。そのため、Si含有量は0.50%以下に制限され、0.25%以下とすることがより好ましい。
Mn(マンガン)は、高強度化に有効である。引張強さ780MPa以上の強度レベルを安定して得るために1.00%以上のMn含有量を確保する。ただし、Mn含有量が過大になると偏析が生じやすくなり加工性が低下する。そのため、Mn含有量は2.80%以下とする。
鋼板は、0.01質量%以上0.1質量%以下のTi(チタン)を含む。TiはCと反応することにより、Tiを含む炭化物が微細な粒子として析出し、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、Tiは鋼中のS(硫黄)およびN(窒素)との親和性も高いため、Cと反応し析出物を生成するだけでなく、SおよびNとも反応し析出物を生成する。オーステナイト-フェライト変態を抑制するのに必要なBはNと結合しやすいことから、Tiの添加は、固溶したBの含有量の確保に有効である。Tiの含有量が0.01質量%以上であることにより、オーステナイト-フェライト変態を抑制するのに必要な固溶したBの含有量が確保され、析出物を微細析出させる効果が顕著に表れる。また、Tiの含有量が0.1質量%以下であることにより、基材鋼板におけるTiの含有量が過剰とならず、基材鋼板の製造コストを抑制できる。
B(ホウ素)は、鋼のオーステナイト-フェライト変態を抑制し、変態組織強化に寄与する。オーステナイト-フェライト変態の抑制によりTi系炭化物等の析出開始温度を低下させ、それらの炭化物を微細化させる効果を有する。上記効果を十分に得るために、0.0005%以上のB含有量を確保する。0.0010%以上とすることがより効果的である。ただし、多量のB含有は硼化物の生成による加工性低下を招く要因となる。Bを添加する場合は0.0100%以下の範囲で行う必要があり、0.0050%以下に管理してもよい。
P(リン)は、固溶強化に有効であるため、0.005%以上のP含有量を確保することが好ましい。0.010%以上に管理してもよい。ただし、P含有量が過大になると偏析が生じやすくなり加工性が低下する。P含有量は0.050%以下に制限される。
S(硫黄)は加工性を低下させる要因となる。Sの含有量は0.020%まで許容される。ただし、過剰な低S化は製鋼負荷の増大を招くので、通常、S含有量は0.001%以上であってよい。
Al(アルミニウム)は、脱酸作用を有する。その作用を十分に発揮させるために、鋼中のAl含有量が0.005%以上となるようにAlを添加することが望ましい。ただし、過剰のAl含有は加工性の低下を招く。そのため、Al含有量は0.100%以下に制限され、0.050%以下に管理してもよい。
Nb(ニオブ)およびV(バナジウム)は、Tiと同様に、組織の微細化によって組織の均一性を向上させるとともに、炭化物の粒子分散強化により、曲げ性等の加工性を劣化させることなく強度向上に寄与する。したがって、必要に応じてNb、Vの1種または2種を含有させてもよい。上記効果を十分に得るためには、Nbについては0.01%以上、Vについては0.03%以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、これらの元素を多量に含有すると加工性の低下を招く。そのため、これらの1種または2種を添加する場合、Nb含有量は0.10%以下、V含有量も0.10%以下の範囲とする。
Mo(モリブデン)およびCr(クロム)は、いずれも固溶強化によって強度を向上させる作用を有するので、必要に応じてMo、Crの1種または2種を含有させてもよい。上記作用を十分に発揮させるためには、Moについては0.01%以上、Crについても0.01%以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、これらの元素を多量に含有すると延性の低下を招く。そのため、これらの1種または2種を添加する場合、Mo含有量は1.00%以下、Cr含有量も1.00%以下の範囲とする。
本発明では、主相フェライトに第二相としてマルテンサイトまたは、マルテンサイトとベイナイトとが分散した複合組織を持つDP(デュアルフェイズ)鋼板を鋼基材の適用対象としている。溶融亜鉛めっき後の金属組織において、主相フェライトに分散するマルテンサイトまたは、マルテンサイトとベイナイトとにより構成された第二相は、面積率で合計15%以上45%未満とする。第二相の面積率が15%に満たないと780MPa以上の引張強さを安定して得ることが困難となる。逆に45%以上になると硬くなりすぎて加工性が低下する。
上述の溶融Zn-Al-Mg系めっき鋼板は、鋼スラブに熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっきの各工程をこの順に施す、一般的な溶融亜鉛系めっき鋼板の製造ラインを利用して製造することができる。鋼材の強度および加工性を両立させるためには、鋼基材の化学組成をコントロールすることに加え、結晶粒径が十分に微細化するよう、製造条件を工夫する必要がある。具体的には、熱間圧延工程において、平均冷却速度を20℃/秒以上80℃/秒未満とし、巻取り温度を400℃以上600℃未満とする。
上記の熱間圧延工程では、熱間圧延における仕上圧延温度を830~940℃とすることが好ましい。仕上圧延温度が830℃以上であることにより、鋼板の変形抵抗が高くならず、熱間圧延による鋼板の製造性の低下を防止することができる。また、仕上圧延温度が940℃以下であることにより、コイル表面におけるスケール疵の発生を防ぎ、表面品質の低下を抑制することができる。
上記の冷間圧延工程では、冷間圧延率を40~70%とすることが好ましい。40%未満の冷間圧延率では焼鈍後の組織が粗大となり曲げ性が低下する。一方、70%を超える冷間圧延率では、冷間圧延による組織微細化効果が飽和する。また、過度に高い冷間圧延率を付与することは冷間圧延工程の負荷を増大させ好ましくない。この冷間圧延工程での冷間圧延率が上記の範囲となるように、最終的な目標板厚に応じて熱間圧延後の板厚を調整しておく。場合によっては、熱間圧延後、この冷間圧延工程の前に、中間冷間圧延+中間焼鈍の工程を挿入してもよい。
連続溶融亜鉛めっき工程では、焼鈍および溶融Zn-Al-Mg系めっきを順次行う。
図1に示す化学組成を有するスラブを加熱温度1250℃、仕上げ圧延温度880℃、仕上圧延から巻取りまでの平均冷却速度を15~70℃/秒、巻取り温度420~630℃で熱間圧延して、板厚1.8~2.8mmの熱延鋼板を得た。熱延鋼板を酸洗後、45~65%の圧延率で冷間圧延して板厚1.0mmのめっき原板(鋼基材)とし、これを連続溶融めっきラインに通板して、水素-窒素混合ガス雰囲気中750~850℃の種々の温度で焼鈍し、8~12℃/秒の冷却速度により約420℃まで冷却した。
質量%で、Al:6%、Mg:3%、Ti:0.002%、B:0.0005%、Si:0.01%、Fe:0.1%、残部:Zn。
得られた供試材のめっき鋼板について、以下の試験を行った。
試験片の長手方向がめっき原板(鋼基材)の圧延方向に対し直角となるように採取したJIS5号試験片を用い、JIS Z2241に従い引張強さTS、全伸びT.Elを求めた。
試験片の長手方向がめっき原板(鋼基材)の圧延方向に対し直角となるように採取した曲げ試験片を用いて、JIS Z2248に従い曲げ角度45度のVブロック曲げ試験を実施した。試験後に、曲げ部を曲げの外側から目視にて観察し、割れが認められない最小の曲げ先端内側半径を限界曲げ半径Rとして算出し、限界曲げ半径Rを板厚tにより除した値を、曲げ性の指標R/tとして求めた。
熱延材およびめっき材の金属組織は、圧延方向と平行な断面(L断面)を走査型電子顕微鏡にて観察した。熱延材については、ピクラール試薬によってエッチングした後、10視野の画像解析を行ってセメンタイトの平均粒径を求めた。
以上の試験項目についての試験結果を図2にまとめて示す。なお、図2中の下線を付した項目は、本発明規定範囲外または特性不十分であることを示す。
Claims (3)
- 熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍および溶融Zn-Al-Mg系めっきを順次行う連続溶融亜鉛めっき工程と、をこの順で含む、鋼基材の表面に溶融Zn-Al-Mg系めっき層を有する溶融Zn-Al-Mg系めっき鋼板の製造方法であって、
前記鋼基材は、質量%で、C:0.050~0.180%、Si:0.001~0.50%、Mn:1.00~2.80%、Ti:0.01~0.10%、B:0.0005~0.0100%、P:0.005~0.050%、S:0.001~0.020%、およびAl:0.005~0.100%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
前記連続溶融亜鉛めっき工程後の金属組織は、フェライト相と、面積率15%以上45%未満の第二相を有し、
前記第二相は、マルテンサイトまたは、マルテンサイトおよびベイナイトにより構成され、平均結晶粒径が8μm以下であり、
前記熱間圧延工程は、
熱間圧延後の平均冷却速度が20℃/秒以上80℃/秒未満であり、
巻取り温度が400℃以上600℃未満であり、
前記巻取り後におけるセメンタイトの平均粒径が2μm以下である、溶融Zn-Al-Mg系めっき鋼板の製造方法。 - 前記鋼基材は、質量%で、Nb:0~0.10%、V:0~0.10%、Cr:0~1.00%、およびMo:0~1.00%の1種以上をさらに含む、請求項1に記載の溶融Zn-Al-Mg系めっき鋼板の製造方法。
- 前記溶融Zn-Al-Mg系めっき層の表層は、
Znの黒色酸化物が存在し、表面の明度L*が60以下である、請求項1または2に記載の溶融Zn-Al-Mg系めっき鋼板の製造方法。
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