JPWO2020136990A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]質量%で、C:0.08〜0.35%、Si:0.01〜3.0%、Mn:2.0〜4.0%、P:0.010%以下(0を含まない)、S:0.002%以下(0を含まない)、Al:0.01〜1.50%、B:0.0005〜0.010%を含有し、かつ、Mo:0.03〜2.0%、Ti:0.010〜0.10%の中から選ばれる1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板表層から板厚方向に300〜400μmの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が60〜100%であり、旧オーステナイトの平均粒径が15μm以下であり、鋼板表層から板厚方向に300〜400μmの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から5nm以上離れた位置におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が0.20以上である鋼組織と、を有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[2]前記成分組成は、さらに質量%で、Nb:0.005〜0.20%、V:0.005〜2.0%の中から選ばれる1種以上を含有する、[1]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[3]前記成分組成は、さらに質量%で、Cr:0.005〜2.0%、Ni:0.005〜2.0%、Cu:0.005〜2.0%、Ca:0.0002〜0.0050%、REM:0.0002〜0.0050%、Sn:0.001〜0.05%、Sb:0.001〜0.05%から選ばれる1種以上を含有する、[1]または[2]に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[4]前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、[1]から[3]の何れか1つに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[5][1]から[3]の何れか1つに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、750〜950℃に加熱し、10〜600s保持後、3℃/s以上の平均冷却速度で550℃まで冷却し、Ms点〜550℃で300s以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ms点までを1℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記(1)式を満たし、かつ250℃〜Ms点において0%より大きく0.067%以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Loge([P]×[C]×(8.65−474×DA×[B])×t)+35.4≧13320/(273+T)+4831/(273+T−100×[Si])・・・(1)
但し、上記(1)式において、DA×[B]≧0.00912の場合はDA×[B]を0.00912とし、上記(1)式の[P]、[C]、[B]、[Si]はそれぞれ鋼中のP、C、B、Siの含有量(質量%)であり、DAは旧オーステナイト粒径(μm)であり、Tは滞留温度(℃)であり、tは滞留温度における総滞留時間(s)である。
[6][1]から[3]の何れか一項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、最高到達温度400℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、70%以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、750〜950℃に加熱し、10〜600s保持後、3℃/s以上の平均冷却速度で550℃まで冷却し、Ms点〜550℃で300s以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ms点までを1℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において下記(1)式を満たし、かつ250℃〜Ms点において0%より大きく0.067%以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Loge([P]×[C]×(8.65−474×DA×[B])×t)+35.4≧13320/(273+T)+4831/(273+T−100×[Si])・・・(1)
但し、上記(1)式において、DA×[B]≧0.00912の場合はDA×[B]を0.00912とし、上記(1)式の[P]、[C]、[B]、[Si]はそれぞれ鋼中のP、C、B、Siの含有量(質量%)であり、DAは旧オーステナイト粒径(μm)であり、Tは滞留温度(℃)であり、tは滞留温度における総滞留時間(s)である。
Cは、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを生成させてTSを上昇させるのに有効な元素である。C量が0.08%未満ではこのような効果が得られず、本実施形態に係る鋼板の強度や鋼組織が得られない。したがって、C量は0.08%以上である必要がある。C量は0.10%以上であることが好ましく、0.13%以上であることがより好ましい。一方、C量が0.35%を超えるとマルテンサイトが硬化して耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、C量は0.35%以下である必要がある。C量は0.33%以下であることが好ましい。
Siは、固溶強化やマルテンサイトの焼き戻しの抑制によりTSを高め、優れた耐遅れ破壊特性を得るのに必要な元素である。このような効果を得るために、Si量は0.01%以上である必要がある。Si量は0.1%以上であることが好ましく、0.2%以上であることがより好ましい。一方、Si量が3.0%を超えると過剰なフェライト生成を招き、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Si量は3.0%以下である必要がある。Si量は2.5%以下であることが好ましく、2.0%以下であることがより好ましい。
Mnは、マルテンサイトや炭化物を含むベイナイトを生成させてTSを上昇させるのに有効な元素である。Mn量が2.0%未満ではこのような効果が得られない。したがって、Mn量は2.0%以上である必要がある。Mn量は2.1%以上であることが好ましく、2.2%以上であることがより好ましい。一方、Mn量が4.0%を超えると鋼が脆化して本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、Mn量は4.0%以下である必要がある。Mn量は3.7%以下であることが好ましく、3.4%以下であることがより好ましい。
Pは、粒界を脆化させて耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本実施形態に係る鋼板では0.010%まで許容できる。P量の下限は規定しなくてよいが、鋼板のP量を0.0005%未満とするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、P量の下限は0.0005%であることが好ましい。
Sは、介在物を増加させて耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、S量は極力少ないことが好ましいが、本実施形態に係る鋼板では0.002%まで許容できる。S量の下限は規定しなくてよいが、0.0001%未満にするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。このため、S量の下限は0.0001%であることが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用するので、脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果を得るために、Al量は0.01%以上である必要がある。Al量は0.015%以上であることが好ましい。一方、Al量が1.50%を超えるとフェライトの生成が過剰になり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Al量は1.50%以下である必要がある。Al量は1.00%以下であることが好ましく、0.70%以下であることがより好ましい。
Bは耐遅れ破壊特性を向上させるため本実施形態に係る鋼板に重要な元素である。そのメカニズムは明らかではないが旧オーステナイト粒界等に偏析することで粒界強化していると推測される。鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素でもある。これらの効果を十分に得るため、B量は0.0005%以上である必要がある。B量は0.0007%以上であることが好ましい。一方、B量が0.010%を超えると介在物が増加して、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、B量は0.010%以下である必要がある。B量は0.0050%以下であることが好ましく、0.0040%以下であることがより好ましい。
MoおよびTiはBの炭化や窒化を抑制して、固溶Bとして上記効果を発現させるのに必要な元素である。このような効果を得るにはMoおよびTiから選ばれる1種以上をそれぞれの下限量以上とする必要がある。一方、MoおよびTiがそれぞれの上限量を超えると粗大炭化物が生成し、固溶C量が低下して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Mo:0.03%以上2.0%以下、Ti:0.010%以上0.10%以下から選ばれる1種以上を含有する必要がある。
Nb、Vは、微細炭化物を形成し、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Nb、Vから選ばれる1種以上は0.005%以上であることが好ましい。一方、含有量がそれぞれの上限量を超えると、鋼中の固溶炭素量が低下し、多量にフェライトが生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない場合がある。したがって、Nb、Vから選ばれる1種以上の含有量はNb:0.005%以上0.20%以下、V:0.005%以上2.0%以下であることが好ましい。
Cr、Ni、Cuは、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Cr、Ni、Cu量は0.005%以上であることが好ましい。一方、Cr、Ni、Cu量が2.0%を超えると、粒界が脆化して本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない場合がある。このため、Cr、Ni、Cu量は2.0%以下であることが好ましい。
マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトは、TS上昇および優れた耐遅れ破壊特性に必要な組織である。このような効果を得るために、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの面積率の合計は60%以上である必要がある。マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計は75%以上であることが好ましく、90%以上であることがより好ましい。マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計の上限は100%である。
旧オーステナイトはP偏析が顕著で遅れ破壊発生に大きく影響する。旧オーステナイトの平均結晶粒径を15μm以下とすることで粒界応力の集中が緩和され、本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、旧オーステナイトの平均結晶粒径は15μm以下である必要がある。旧オーステナイトの平均結晶粒径は12μm以下であることが好ましく、10μm以下であることがより好ましく、9μm以下であることが更に好ましい。
Pの旧オーステナイト粒界への偏析は、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させるので、その抑制は極めて重要である。Pの粒界偏析の指標として旧オーステナイト粒界におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から5nm以上離れた位置におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比を用いた。当該比が0.20未満となると、旧オーステナイト粒界で遅れ破壊が生じて本実施形態に係る鋼板の優れた耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、旧オーステナイト粒界におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から5nm以上離れた位置におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は0.20以上である必要がある。旧オーステナイト粒界におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から5nm以上離れた位置におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比は0.30以上であることが好ましく、0.35以上であることがより好ましく、0.40以上であることがさらに好ましい。
Pのオージェ電子スペクトルのピーク高さはオージェ電子分光装置を用いて、切欠を有する破断用サンプルを試料とし、オージェ電子分光装置内の真空チャンバー内で破断して破面を分析することで測定した。サンプルの破断は液体窒素を用いた冷却条件で実施した。分析はArイオンスパッタにより行った。
但し、上記(1)式において、DA×[B]≧0.00912の場合はDA×[B]を0.00912とし、上記(1)式の[P]、[C]、[B]、[Si]はそれぞれ鋼中のP、C、B、Siの含有量(質量%)であり、DAは旧オーステナイト粒径(μm)であり、Tは滞留温度(℃)であり、tは滞留温度における総滞留時間(s)である。
焼鈍温度が750℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となり本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は750℃以上である必要がある。一方、焼鈍温度が950℃を超えると粗粒化して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は950℃以下である必要がある。
本焼鈍保持時間が10s未満ではオーステナイトの生成が不十分となり、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍保持時間は10s以上である必要がある。焼鈍保持時間は20s以上であることが好ましく、30s以上であることがより好ましい。一方、焼鈍保持時間が600sを超えるとオーステナイト粒界へのP偏析が過剰になって本実施形態に係る鋼板の耐遅れ破壊特性が得られない。したがって、焼鈍保持時間は600s以下である必要がある。焼鈍保持時間は500s以下であることが好ましく、400s以下であることがより好ましい。
焼鈍温度から550℃までの平均冷却速度が3℃/s未満ではフェライトが過剰に生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度から550℃までの平均冷却速度は3℃/s以上である必要がある。焼鈍温度から550℃までの平均冷却速度は5℃/s以上であることが好ましい。焼鈍温度から550℃までの平均冷却速度の上限は規定しなくてよいが、形状安定性の観点からは100℃/s未満とすることが好ましい。平均冷却速度は、焼鈍温度と550℃との温度差を焼鈍温度から550℃までの冷却に要した時間で除することによって算出する。
保持温度が550℃を超えるとフェライトが生成して本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、保持温度は550℃以下である必要がある。一方、保持温度がMs点未満となるとマルテンサイト変態やベイナイト変態が過剰に進行して、本実施形態に係る鋼板のP分布が得られない。したがって、保持温度はMs点以上である必要がある。MS点とは、マルテンサイト変態が開始する温度でありフォーマスタにより求めることができる。
Ms点以上550℃以下での保持時間が300sを超えると過剰な炭化物を含まないベイナイトが生成し、本実施形態に係る鋼板の鋼組織が得られない。したがって、Ms点以上550℃以下での保持時間は300s以下である必要がある。Ms点以上550℃以下での保持時間は200s以下であることが好ましく、120s以下であることがより好ましい。保持中はMs点以上550℃以下の範囲であれば温度一定である必要はなく、冷却や加熱をしてもよい。
Ms点までの平均冷却速度が1℃/s未満では、冷却中にベイナイト変態が過剰に進行して本実施形態に係る鋼板のP分布が得られない。したがって、Ms点までの平均冷却速度は1℃/s以上である必要がある。平均冷却速度は、冷却開始温度とMs点との温度差を冷却開始温度からMs点までの冷却に要した時間で除することで算出する。
マルテンサイト変態させる際のひずみ付与により旧オーステナイト粒界へのP偏析を抑制できる。一方、付与するひずみが0.067%を超えると、逆にP偏析量が増大して本実施形態に係る鋼板のP分布が得られない。250℃未満の温度域で、ひずみを付与しても、このような効果が得られない。したがって、250℃以上Ms点以下において0.000%より大きく0.067%以下のひずみを付与する必要がある。250℃以上Ms点以下において付与するひずみの下限は0.010%であることが好ましい。ひずみ付与の方法は特に限定せず、張力付与やロール等でも曲げによるものでもよい。
但し、上記(1)式において、DA×[B]≧0.00912の場合はDA×[B]を0.00912とし、上記(1)式の[P]、[C]、[B]、[Si]はそれぞれ鋼中のP、C、B、Siの含有量(質量%)であり、DAは旧オーステナイト粒径(μm)であり、Tは滞留温度(℃)であり、tは滞留温度における総滞留時間(s)である。
本実施形態において冷間圧延前の熱延板に冷間圧延性改善などを目的として熱処理を施してもよい。この場合、熱延板の熱処理において最高到達温度が400℃以上となると熱延板組織の旧オーステナイト粒界へのPの偏析が顕著になる。このPの偏析は、冷間圧延によっても緩和されない。そして、その後の焼鈍においてもこれが引き継がれ、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、熱延板を熱処理する場合、その最高到達温度は400℃未満である必要がある。下限温度は規定しなくてよいが、熱延板軟質化のためには100℃以上とすることが好ましい。
最高到達温度を400℃未満とした条件で熱延板の熱処理を施す場合、70%以上の圧下率で冷間圧延を施す必要がある。冷間圧延の圧下率が70%未満では熱延板の熱処理時に生じた旧オーステナイト粒径へのP偏析が十分に緩和されず、後述する実施例に記載の耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、上記条件で熱延板を熱処理した場合の冷間圧下率は70%以上である必要がある。
これらの鋼スラブを1250℃に加熱後粗圧延し、熱間圧延、熱延板の熱処理を施した。次いで、1.4mmまで冷間圧延して冷延板とした。得られた冷延板を焼鈍に供した。焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて溶融亜鉛めっき鋼板(GI)および合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA)1〜31を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は、465℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたり付着量40〜60g/m2のめっき層を鋼板両面に形成させることで作製した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記めっき後さらに、540℃で1〜60s保持する合金化処理を行うことで作製した。めっき処理後は室温まで冷却し、その後伸長率0.1%の調質圧延を施した。めっき後からMs点までは3℃/sの平均冷却速度で冷却した。一部はさらに焼戻し熱処理を施した。ひずみは張力付与により行った。溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件を表2に示す。鋼板Fは、めっき前にMs点以下になったのでめっき後のひずみ量の規定の対象外とし、表2の「250℃〜Msでの付与ひずみ量」の列に「−」を記載した。(1)式におけるDA(旧オーステナイト粒径)は、鋼板の板幅中央部の圧延方向断面の1/4t部の旧オーステナイト粒径をJIS(日本工業規格) G 0551:2013の規定に準拠して測定した。表2の「(1)式合否」の列の「〇」は(1)式を満たすことを意味し、「×」は(1)式を満たさないことを意味する。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、耐遅れ破壊特性を評価した。
<引張試験>
焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にJIS(日本工業規格)5号引張試験片(JIS Z2201:1998)を採取し、歪速度を10−3/sとするJIS(日本工業規格) Z 2241:2011の規定に準拠した引張試験を行い、TSを求めた。本実施例ではTSが1100MPa以上を合格とした。
<耐遅れ破壊特性>
圧延方向と平行となる方向を幅方向として、焼鈍板から平行部幅が6mm、平行部長さが15mmの試験片を採取した。試験片は全面研削し、板厚1.0mmで評価した。これを3質量%NaClと、3g/lのNH4SCNの溶液に浸漬させ、印加電流密度を0および0.05mA/cm2として24hr保持後、引張速度を5μm/minとしたSSRT試験を開始し、破断した時点で試験を終了した。印加電流密度を0mA/cm2とした条件でのTSに対する、印加電流密度を0.05mA/cm2とした条件でのTSの比を応力比とし、当該応力比が0.70以上であった場合に耐遅れ破壊特性を「○」とし、応力比が0.70未満であった場合に耐遅れ破壊特性を「×」とした。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.08〜0.35%、
Si:0.01〜3.0%、
Mn:2.0〜4.0%、
P:0.010%以下(0を含まない)、
S:0.002%以下(0を含まない)、
Al:0.01〜1.50%、
B:0.0005〜0.010%を含有し、かつ、
Mo:0.03〜2.0%、
Ti:0.010〜0.10%の中から選ばれる1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板表層から板厚方向に300〜400μmの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が60〜100%であり、旧オーステナイトの平均粒径が15μm以下であり、鋼板表層から板厚方向に300〜400μmの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から5nm以上離れた位置におけるPのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が0.20以上である鋼組織と、
を有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに質量%で、
Nb:0.005〜0.20%、
V:0.005〜2.0%の中から選ばれる1種以上を含有する、請求項1に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記成分組成は、さらに質量%で、
Cr:0.005〜2.0%、
Ni:0.005〜2.0%、
Cu:0.005〜2.0%、
Ca:0.0002〜0.0050%、
REM:0.0002〜0.0050%、
Sn:0.001〜0.05%、
Sb:0.001〜0.05%から選ばれる1種以上を含有する、請求項1または請求項2に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項1から請求項3の何れか一項に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1から請求項3の何れか一項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、冷間圧延を施し、次いで、750〜950℃に加熱し、10〜600s保持後、3℃/s以上の平均冷却速度で550℃まで冷却し、Ms点〜550℃で300s以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ms点までを1℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、その後の冷却工程において下記(1)式を満たし、かつ250℃〜Ms点において0%より大きく0.067%以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Loge([P]×[C]×(8.65−474×DA×[B])×t)+35.4≧13320/(273+T)+4831/(273+T−100×[Si])・・・(1)
但し、上記(1)式において、DA×[B]≧0.00912の場合はDA×[B]を0.00912とし、上記(1)式の[P]、[C]、[B]、[Si]はそれぞれ鋼中のP、C、B、Siの含有量(質量%)であり、DAは旧オーステナイト粒径(μm)であり、Tは滞留温度(℃)であり、tは滞留温度における総滞留時間(s)である。 - 請求項1から請求項3の何れか一項に記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施した後冷却し、巻き取る熱延を施して製造した熱延板を酸洗し、次いで、最高到達温度400℃未満の条件で焼戻しを施し、次いで、70%以上の圧下率で冷間圧延を施し、次いで、750〜950℃に加熱し、10〜600s保持後、3℃/s以上の平均冷却速度で550℃まで冷却し、Ms点〜550℃で300s以下保持する焼鈍を施し、次いで、溶融亜鉛めっき処理を施し、あるいはさらに合金化処理を施し、その後、Ms点までを1℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、以降の工程において下記(1)式を満たし、かつ250℃〜Ms点において0%より大きく0.067%以下のひずみを付与する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Loge([P]×[C]×(8.65−474×DA×[B])×t)+35.4≧13320/(273+T)+4831/(273+T−100×[Si])・・・(1)
但し、上記(1)式において、DA×[B]≧0.00912の場合はDA×[B]を0.00912とし、上記(1)式の[P]、[C]、[B]、[Si]はそれぞれ鋼中のP、C、B、Siの含有量(質量%)であり、DAは旧オーステナイト粒径(μm)であり、Tは滞留温度(℃)であり、tは滞留温度における総滞留時間(s)である。
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