JPWO2016120914A1 - 高強度めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[%N]−14[%Ti]/48≦0 (1)
(1)式における[%N]はN含有量、[%Ti]はTi含有量を意味する。
本発明の高強度めっき鋼板は、鋼板と、該鋼板上に形成されためっき層とを有する。鋼板、めっき層の順で説明する。
Cはマルテンサイトの硬さを上昇させ、フェライト変態を抑制する焼入性を持つ。引張強さが780MPa以上の鋼板を得るには少なくともC含有量を0.06%以上にすることが必要である。一方、C含有量が0.18%を上回るとマルテンサイト相の面積率が65%を上回り延性および成形性が失われる。そこで、C含有量は0.06%以上0.18%以下とする。望ましくは0.07%以上0.18%以下である。
Siは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。一方で、Siはフェライト相からオーステナイト相への変態点(Ac3点)を上昇させるため、焼鈍時でのフェライト相を除去しにくくする。さらにSiはめっき層と鋼板表面との濡れ性を低下させるので、Siの過剰な含有は、不めっき等の欠陥の原因となる。本発明においてSi含有量は0.50%未満の範囲であれば許容される。望ましくは0.30%未満である。下限は特に定めないが、0.01%のSiは不可避的に鋼中に混入する場合がある。
Mnは、固溶強化(solid solution strengthening)により高強度化に寄与するうえ、Ac3変態点を低下させ焼鈍中におけるフェライト相を除去しやすくさせ、また鋼板の焼入性を向上させる効果がある。目的の鋼組織を得るにはMn含有量を1.9%以上とする必要がある。一方、Mn含有量が3.2%を上回るとベイナイト変態が進行せず結果的にマルテンサイト相の面積率が65%を上回る。このため、Mn含有量の上限を3.2%とする。好ましいMn含有量の範囲は2.0%以上3.0%以下である。
Pは、粒界に偏析して成形時の割れの起点となるため成形性に悪影響をもたらす元素である。したがって、P含有量は極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、P含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。極力低減する方が望ましいが、製造上、0.002%は不可避的に混入する場合がある。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物となった状態で存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、ボイド生成の起点となりやすく、成形性にも悪影響がある。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。S含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、0.0005%は不可避的に混入する場合がある。
Alを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Alを0.02%以上含有することが好ましい。一方で、Al含有量が0.08%を超えるとアルミナなどの介在物の影響でフェライト変態が促進され引張強さが780MPaを下回る。したがって、Al含有量は0.08%以下とする。好ましくは0.07%以下である。
本発明においてNは、Tiと結合し粗大なTi系窒化物として析出する。この粗大なTi系窒化物はフェライト変態の核生成サイト(nucleation site)となるため、N含有量は極力低減する必要があり、上限を0.006%とする。好ましいN含有量は0.005%以下である。N含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、0.0005%は不可避的に混入する場合がある。
Bは、変態前のオーステナイトの粒界に偏析しフェライト相の核生成を著しく遅延させる効果がありフェライト相の生成を抑える効果がある。この効果を得るには、B含有量を0.0002%以上にする必要がある。一方、B含有量が0.0030%を上回ると、焼入性の効果が飽和するばかりか、延性に悪影響がでる。以上から、B含有量は0.0002%以上0.0030%以下とする。望ましくは、0.0005%以上0.0020%以下である。
Nbは焼鈍中のオーステナイト粒の粗大化を抑制するため重要な元素である。Nb含有量が過剰になると、Nbを含む粗大な炭窒化物(炭化物、窒化物、炭窒化物の総称。以下この発明に置いて同じ)が析出するためフェライト相の面積率が増大する。オーステナイト粒の粗大化抑制のためには、Nb含有量を0.007%以上にする必要がある。一方、Nb含有量が0.030%を超えると、本発明で規定する製造条件では粗大なNb系炭窒化物が析出する。そこで、Nb含有量の上限を0.030%とする。好ましいNb含有量は、0.012%以上0.027%以下である。
Ti含有量が上記不等式を満たさず[%N]−14[%Ti]/48>0となる場合、NはBと結合するため焼入性が低下し、フェライト相の面積率が20%を上回ることとなる。[%N]−14[%Ti]/48≦0の範囲であれば、NはTiと結合した状態であるため、鋼板の焼入性は失われない。一方、過度にTiを含有させるとCと結合することによって炭化物を形成する。この炭化物は転位上に析出し、転位の運動を著しく阻害するため成形性が低下する要因となる。この観点から、(1)式左辺は-0.010以上であることが好ましい。より好ましくは-0.006以上である。
フェライト相は軟質な組織であり、フェライト相の含有量が20%を超えると、引張強さが780MPaを下回る。また、フェライト相は元素の溶解度が小さいため、フェライト相の含有量が過剰になると、焼鈍前組織で微細分散させたセメンタイトの配置を換えてしまい微細なマルテンサイト相も得られなくなる。したがって、フェライト相の含有量は極力低減することが望ましく、本発明においてフェライト相の含有量は20%以下に抑制する必要がある。望ましくは15%以下である。
ベイナイト相はフェライト相よりも硬度が高いうえ、マルテンサイト相を微細に生成させるために有効である。所望の鋼組織を得るために、ベイナイト相の含有量を35%以上とする必要がある。一方、ベイナイト相の含有量が90%を上回るとマルテンサイト間の間隔の最大長さ(最大距離)が5.0μmを上回り、良好な成形性が得られなくなる。好ましいベイナイト相の含有量は面積率で40%以上80%以下である。
マルテンサイト相の含有量およびマルテンサイト相の形態は、強度および成形性に大きな影響を与える。マルテンサイト相の含有量が面積率で10%を下回ると引張強さが780MPaを下回る。一方、マルテンサイト相の含有量が面積率で65%を上回ると延性および成形性が失われる。好ましいマルテンサイト相の含有量は、面積率で20%以上55%以下である。
本発明の高強度めっき鋼板の鋼組織では、円相当径で粒径が5.0μmを超える介在物の個数密度:400個/mm2以下である。粒径が5.0μmを超える介在物はフェライト相の核生成サイトとなりやすく、フェライト相の面積率での含有量が所望の範囲にならなくなる。ここで、5.0μmを超える介在物としては、AlもしくはTiを含む酸化物、Tiを含む窒化物、Nbを含む炭窒化物が挙げられる。
本発明の高強度めっき鋼板では、鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に1/4t(tは鋼板の厚み)の位置の硬さを100%としたときに、95%以下である。成形時の亀裂の多くは鋼板表面に発生する。本発明では、巻取温度の調整および焼鈍工程での鋼板表層部の脱炭により鋼板表層部の延性を向上させることで、成形性を向上させることができる。硬さと延性とは背反関係にあるため、鋼板表層部の延性は、鋼板表面の硬さの低下によって推測が可能である。鋼板表面の硬さが鋼板内部(鋼板表面から厚み方向に1/4t(tは鋼板の厚み)の位置)の硬さの95%であれば成形性に改善がみられる。好ましくは、鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に1/4t(tは鋼板の厚み)の位置の硬さを100%としたときに、90%以下である。曲げ加工による成形時の不具合は表面から100μmまでの範囲で亀裂の起点が生じている場合が多い。そのため、鋼板表層とは鋼板表面から厚み方向に100μmまでの範囲とする。
本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が1000℃を下回ると仕上げ圧延温度が800℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、加熱温度が1200℃を上回ると、特に粗大なTiを含む窒化物の生成が促進され、5.0μmを超える介在物の個数密度が増大する。そのため、鋼素材の加熱温度は1000℃以上1200℃以下とした。望ましくは1020℃以上1150℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度が800℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織(duplex grain microstructure)となる。このため、冷間圧延時の板厚精度に悪影響をもたらし、焼鈍前の鋼組織でセメンタイトが微細に分散した形態とならない。したがって、仕上げ圧延温度は800℃以上とする。好ましくは820℃以上である。また、仕上げ圧延温度は過剰に高いとスケールの噛み混みにより表面性状が劣化するという理由で940℃以下が好ましい。
仕上げ圧延後、強制冷却により巻取温度直上まで冷却する。強制冷却帯(ランアウトテーブル)の長さには制約があり、10℃/s未満で冷却した場合は所望の巻取温度にならなくなる。そのため、平均冷却速度は10℃/s以上とする。なお、上限は特に限定されないが実質的に200℃/sである。なお、巻取温度が720℃未満の場合、720℃〜冷却停止温度までの平均冷却速度は10℃/s以上でも10℃/s未満でもよい。
巻取で、スケールからの脱炭を促進させ、鋼板表層部のC濃度を低減させる。巻取温度が580℃を下回ると、脱炭が進行せず鋼板表層部の硬さが低下しない。一方、巻取温度が720℃を超えると鋼板表層部に内部酸化層が生成し、成形時に亀裂が発生する原因となる。このため、巻取温度は580℃以上720℃以下とした。好ましくは600℃以上690℃以下である。
連続焼鈍ラインで脱炭をさらに進行させ、鋼板表層部の硬さを低下させる必要がある。このため、連続溶融めっきラインの前に連続焼鈍ラインに通板させる必要がある(連続焼鈍ラインで行われる処理が前処理加熱であり、連続溶融めっきライン内の炉で行われる処理が本発明における焼鈍処理である)。Ac3点はフェライトおよびオーステナイトの二相域からオーステナイト単相域となるときの温度である。連続焼鈍ラインにおける処理では、ベイナイト変態を促進させセメンタイトを微細に分散させる必要がある。しかし、フェライト相の生成を十分に抑えないと、フェライト相は元素(C(炭素))の溶解度が小さいため、フェライト相内部にはセメンタイトは析出せずセメンタイトの分散形態が不均一となり、最終製品でマルテンサイトが微細に分散した形態とならない。そのため、この工程ではフェライト相を十分に除去する必要がある。そこで、加熱温度はAc3点以上とした。加熱温度の上限は特に限定されないが1000℃を超える温度は焼鈍炉の熱による負荷が大きく設備寿命を短くするため、1000℃以下が好ましい。
580℃までの冷却速度が遅い場合、冷却過程でフェライト変態が開始し、フェライト粒成長が進行する。フェライト粒が成長すると、微細分散させたセメンタイトの配置が変わり、微細なマルテンサイト組織が得られなくなる。このため、過度のフェライト粒成長は抑制する必要がある。これには、冷却開始温度(最高到達温度)から580℃までの平均冷却速度は5℃/s以上の強制冷却を施す必要がある。好ましくは7℃/s以上である。なお、この冷却の冷却停止温度は、次工程である焼鈍工程で100℃から平均加熱速度を制御することから、100℃以下とする。
加熱及び冷却においてAc3点以上の温度域での露点が−45℃を下回ると脱炭が進行しないため、鋼板表層部の硬さは低下しない。一方、上記露点が−20℃を上回ると鋼板表層部に内部酸化層や酸化鉄が生成されるため、成形性および表面性状が損なわれる。このため、上記露点は−45℃以上−20℃以下とした。好ましくは、−45℃以上−25℃以下である。なお、Ac3点未満の温度域における露点は特に限定されず適宜決定すればよい。
加熱及び冷却において冷延板がAc3点以上の状態にある時間が長いと、オーステナイト粒が粗大化し、微細にマルテンサイトが分散した鋼組織が得られなくなる。本発明では60秒までは許容できる。
440℃以上530℃以下の温度域でベイナイト変態進行により鋼板中に微細なセメンタイトを形成させることで、連続めっきライン通板時に微細なマルテンサイトを得ることが可能となる。本発明で最もベイナイト変態が進行する温度域は440℃以上530℃以下の温度域である。好ましくは460℃以上520℃以下である。ベイナイト変態を進行させるには、冷却における上記温度域での滞留時間を20秒以上にすることが必要となるため、滞留時間下限を20秒とした。好ましくは30秒以上である。滞留時間の上限は特に限定されないが、設備制約上という理由で900秒以下が好ましい。
100℃はCが拡散し始める温度であり、CもしくはFeが拡散する100℃以上の平均加熱速度が3.0℃/sを下回る加熱条件では、微細分散したセメンタイトが粗大化する。セメンタイトはマルテンサイト生成サイトとなるがセメンタイトが粗大化した状態では、微細なマルテンサイトを得ることができなくなる。さらに微細なマルテンサイトを得るには焼鈍中のオーステナイトの粗大化も抑制する必要がある。平均加熱速度が3.0℃/sを下回ると、オーステナイトが粗大化し所望のマルテンサイト相の平均径が得られなくなる。以上の通り、100℃から最高到達温度までの平均加熱速度が3.0℃/s以上とした。好ましい加熱速度は4.0℃/s以上である。ここで、最高到達温度は(Ac3点−10)℃以上である。少なくとも(Ac3点−10)℃まで加熱しなければ、フェライト相の面積率が20%以下とならない。好ましい最高到達温度はAc3点以上である。
上記加熱後の冷却において、560℃までの冷却速度が遅い場合、冷却過程でフェライト変態が開始し、過度にフェライト相が生成される。これを回避するには、560℃までの平均冷却速度を10℃/s以上にする必要がある。また、この冷却での冷却停止温度は特に限定されないが、通常、冷却停止温度は460〜540℃になる。また、560℃になった以降の冷却停止温度までの冷却速度は特に限定されず、10℃/s以上でも10℃/s未満でもよい。
加熱及び冷却において(Ac3点−10)℃以上の温度域に冷延板が滞留される時間を60秒超えとすると、焼鈍中のオーステナイトが粗大化し微細なマルテンサイトが得られなくなる。以上の観点から、(Ac3点−10)℃以上の温度域に滞留される時間は60秒以下とし、50秒以下とすることが好ましい。
ベイナイト変態を促進させ、微細なマルテンサイトを含むベイナイト組織を得るには、冷却において440℃以上530℃以下の温度域に冷延板を20秒以上滞留させる必要がある。一方で、滞留時間が180秒を超えると、過度にベイナイト相が生成され、マルテンサイト相に接しないベイナイト相が多くなる。好ましい滞留時間は25秒以上150秒以下である。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面(鋼板を置いた場合の鉛直かつ圧延方向に対し平行となる断面)が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を1%ナイタール(nital)で腐食現出し、走査型電子顕微鏡で2000倍に拡大して板厚1/4t部を10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、ベイナイト相は粒内に腐食痕や大きな炭化物が認められる組織である。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織である。これらを画像解析によりベイナイト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率を求めた。マルテンサイト相の平均径も画像解析によってマルテンサイト相の各粒が占める面積を求め、その面積と等しい相当円直径を求めた。マルテンサイト相が長さ0.5μm以下で連結した部分に対しては、その部分に連結するマルテンサイトをふたつと見なして、それぞれの相当円直径を求めた。マルテンサイト間の最大間隔長さは10視野で最も長い部分を最大長さとして求めた。上記間隔は、マルテンサイトの外周と、隣のマルテンサイトの外周とが最も近い部分の距離を意味する。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向(直角方向)にJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。表3において、引張強さ:780MPa以上、加工硬化指数(n値):0.16以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。ここで、加工硬化指数はJIS Z 2253(1996)で定める方法に従って求められる値であり、真ひずみ域が0.02から0.05から求めた。この領域はプレス加工において加工硬化の影響による亀裂発生現象に関して最も感受性が高い領域であるためである。
鋼板表面と鋼板内部の硬さはビッカース硬さ試験によって求めた。鋼板表面の硬さは、めっき層を酸洗により除去した鋼板表面から試験荷重0.2kgfで計20点測定し、平均値を求めた。鋼板内部の硬さは圧延方向に平行な断面の板厚1/4t部を試験荷重1kgfで計5点測定し、平均値を求めた。鋼板表面の硬さの平均値が鋼板内部の硬さの平均値の95%以下(表中の0.95以下)であれば、本発明で求める鋼板特性とした。
Claims (7)
- 鋼板と該鋼板上に形成されためっき層とを有する高強度めっき鋼板であって、
前記鋼板の成分組成は、質量%で、C:0.06%以上0.18%以下、Si:0.50%未満、Mn:1.9%以上3.2%以下、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、N:0.006%以下、B:0.0002%以上0.0030%以下、Nb:0.007%以上0.030%以下、および下記(1)式を満たすようにTiを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
前記鋼板の鋼組織は、フェライト相を面積率で20%以下(0%を含む)、ベイナイト相を面積率で35%以上90%以下、マルテンサイト相を面積率で10%以上65%以下含有し、かつ円相当径が5.0μmを超える介在物を個数密度で400個/mm2以下含有し、
前記マルテンサイト相を構成する粒状のマルテンサイトの平均粒径が4.0μm以下、マルテンサイト間の最大長さが5.0μm以下であり、
前記鋼板の表面硬さが、鋼板表面から厚み方向に1/4t(tは鋼板の厚み)の位置の硬さを100%としたときに、95%以下であることを特徴とする高強度めっき鋼板。
[%N]−14[%Ti]/48≦0 (1)
(1)式における[%N]はN含有量、[%Ti]はTi含有量を意味する。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、Cr:0.001%以上0.9%以下、Ni:0.001%以上0.5%以下、V:0.001%以上0.3%以下、Mo:0.001%以上0.3%以下、W:0.001%以上0.2%以下、Hf:0.001%以上0.3%以下の1種または2種以上を含有する成分組成であることを特徴とする請求項1に記載の高強度めっき鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、REM、Mg、Caの1種または2種以上を合計で0.0002%以上0.01%以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度めっき鋼板。
- 前記めっき層が溶融めっき層、合金化溶融めっき層のいずれかであることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の高強度めっき鋼板。
- 請求項1から3のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1000℃以上1200℃以下で加熱し、800℃以上の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から720℃までの平均冷却速度が10℃/s以上で冷却し、580℃以上720℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後に、冷延板を最高到達温度であるAc3点以上まで加熱し、該加熱後の冷延板を580℃までの冷却速度が5℃/s以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却においてAc3点以上に冷延板が滞留される時間を60秒以下、Ac3点以上における露点を−45℃以上−20℃以下とし、該冷却において440℃以上530℃以下に冷延板が滞留される時間を20秒以上とする前処理加熱工程と、
前記前処理加熱工程後の冷延板を100℃から(Ac3点−10)℃以上の最高到達温度までの平均加熱速度が3.0℃/s以上の条件で加熱し、最高到達温度まで加熱された冷延板を560℃までの平均冷却速度が10℃/s以上の条件で冷却し、該加熱及び該冷却において(Ac3点−10)℃以上に冷延板が滞留される時間を60秒以下とし、該冷却において440℃以上530℃以下に冷延板が滞留される時間を20秒以上180秒以下とする焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後にめっきを施し、焼鈍板上にめっき層を形成するめっき工程とを有することを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。 - 前記めっき層は、質量%で、Fe:5.0〜20.0%、Al:0.001%〜1.0%を含有し、さらに、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REMから選択する1種または2種以上を合計で0〜3.5%含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項5に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理のいずれかであることを特徴とする請求項5又は6に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
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