WO2006104282A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Tatsuya Nakagaito
Takayuki Futatsuka
Hiroshi Matsuda
Yutaka Awajiya
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath

Definitions

  • the present invention relates to a low-yield ratio type high-strength alloyed hot-dip galvannealed steel sheet used for automotive steel sheets and a method for producing the same.
  • ferrite, martensite duplex steel (Dual-P hase steel), and TRIP steel (transformation induced plasticity steel) using transformation induced plasticity A variety of composite steels have been developed.
  • These steel sheets may have a surface that may be nailed for the purpose of improving the protection during actual use.
  • a plated steel sheet from the viewpoint of ensuring pressability, spot weldability and paint adhesion, hot dip galvanizing Alloyed hot-dip galvanized steel sheets, which were later heat treated to diffuse the Fe of the steel sheets in the plating layer, are widely used, and various proposals have been made regarding this.
  • JP-A-2002-030403 discloses that alloyed hot dip zinc with improved ductility with improved plating wettability and puddling properties by adding A1 instead of Si, which has a small adverse effect on plating properties. Plated steel has been proposed. However, in actual press forming, in addition to improving ductility, shape freezing properties (shape
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-317249 proposes a low yield ratio type cold rolled steel sheet.
  • the zinc bath temperature is higher than 450 ° C and an alloying treatment exceeding 500 ° C is required. It is difficult to achieve this.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength galvannealed steel sheet and a method for producing the same.
  • “high strength” means that TS has a strength of 340 MPa or more.
  • A1 discharges solute C in the ferrite to the second phase, effectively works to clean the flight, and lowers the yield ratio.
  • Cr, V, and Mo retained austenite can be generated by austempering at a high temperature in a short time.
  • the amount of dissolved C in the residual austenite thus generated is small, and it transforms into martensite with a small amount of strain, forming a strain field around it and lowering the yield stress.
  • Mass 0 /. C 0.05-0.25%, Si: 2.0% or less, Mn: 1-3%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, A1: 0. 3 to 2%, N: less than 0.005%, Cr: 1% or less, V: 1% or less, Mo: 1% or less, Ti: 0.05. /. Less than, N b: less than 0.005%, and S i + A 1 ⁇ 0.6%, N ⁇ 0.007%-(0. 003 XA 1)%, C r + V + Mo : 0. Meet 1-2% An alloyed hot-dip galvanized steel sheet consisting of the balance Fe and inevitable impurities.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet according to (1) further comprising:
  • a method for producing a galvannealed steel sheet having the following:
  • the cold-rolled steel sheet further contains one or two kinds of B: 0.005% or less and Ni: 1% or less in mass%. Steel sheet manufacturing method.
  • the cold-rolled steel sheet further contains 0.01% or less in total of one or two of Ca and REM in mass%, and is alloyed hot-dip galvanized steel as described in (1 1). Steel plate manufacturing method.
  • the mass of the cold-rolled steel sheet is mass. / 0, C a and REM 1 kind or method of manufacturing a galvannealed plated steel plate according to two to further contain 0.01% or less in total (13) of.
  • C is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for securing retained austenite. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to achieve high ductility by securing the retained austenite content at the same time as securing the strength of the steel sheet. On the other hand, when the C content exceeds 0.25%, the welded part and the heat-affected zone are markedly hardened, resulting in poor weldability. For this reason, the C content is in the range of 0.05 to 0.25%.
  • Si is an element effective for strengthening steel.
  • it is a ferrite-generating element and has the function of promoting the formation of residual austenite because it promotes the concentration of C in austenite and suppresses the formation of carbides.
  • the amount is preferably 0.01% or more. If the amount of Si exceeds 2.0%, deterioration of the tackiness will be caused. Therefore, the Si amount is 2.0% or less. Preferably it is 0.5% or less.
  • Mn is an element effective for strengthening steel. It is an element that stabilizes austenite and is an element necessary for increasing retained austenite. However, if the Mn content is less than 1%, it is difficult to obtain such an effect.On the other hand, if it exceeds 3%, the strength increases significantly due to an excessive increase in the second phase fraction and an increase in the amount of solid solution strengthening. Cause a decline. Therefore, the Mn content should be in the range of 1 to 3%.
  • P is an effective element for strengthening steel, but if it exceeds 0 ⁇ 1%, it causes embrittlement due to grain boundary segregation and degrades impact properties. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • a 1 effectively works to clean ferrite and lowers the yield ratio of steel. However, if the amount is less than 0.3%, the effect is insufficient. On the other hand, if the amount of A 1 exceeds 2%, the inclusions in the steel sheet increase and the ductility deteriorates. Therefore, the A 1 amount is set in the range of 0.3 to 2%.
  • A1 is also a ferrite-forming element like Si, and promotes the formation of residual austenite because it promotes the concentration of C in austenite and suppresses the formation of carbides. Such an effect is insufficient if the total amount of A 1 and Si is less than 0.6%, and sufficient ductility cannot be obtained. Therefore, S i + A 1 is made 0.6% or more. Further, S i + A 1 is preferably 3% or less.
  • N Less than 0.005%-N is an inevitable impurity and forms nitrides. When the amount is 0.005% or more, the ductility at high and low temperatures due to the formation of nitrides decreases. Therefore, the N content is less than 0.005%.
  • the N amount is set to less than 0.005% and N ⁇ 0.001% — (0 003 XA 1) Try to satisfy%.
  • Cr, V, and Mo are effective elements for reducing the yield ratio of steel.
  • the effect becomes significant when added in combination with A 1.
  • the effect is saturated even if added over 1% each.
  • the effect is insufficient if the total of Cr, V, and Mo is less than 0.1%.
  • the total exceeds 2%, ductility decreases due to excessive strength increase.
  • Cr, V, Mo it Each 1% or less, the total of these is 0.1-2%. Preferably, it is 0.15 to 1.3%.
  • Ti and Nb strengthen the steel by precipitating as carbonitrides.
  • precipitation strengthening increases the yield stress, which is disadvantageous for lowering the yield ratio.
  • Such an increase in yield stress is observed when the amount of each added is 0.005% or more. Therefore, the amount of Ti and Nb should be less than 0.005% respectively.
  • B works effectively for strengthening steel, it can be added as needed. However, if it exceeds 0.005%, the strength increases excessively and the workability decreases. Therefore, when adding B, the amount should be 0.005% or less.
  • Ni is an austenite-stabilizing element. It has the effect of increasing the strength of austenite and can be added as necessary. However, even if added over 1%, the effect is saturated, and conversely, the cost increases. Therefore, when adding Ni), the amount should be 1% or less.
  • C a or REM 0.01% or less total of 1 type or 2 types
  • Ca and REM have the effect of controlling the form of sulfide inclusions, and have the effect of improving the stretch flangeability of the steel sheet, and therefore can be added as necessary. Such effects will saturate if the sum of these exceeds 0.01%. Therefore, when adding Ca and REM, the total of one or two of these should be 0.01% or less.
  • Residual austenite phase 3-20% by volume
  • the residual austenite phase effectively utilizes strain-induced transformation, It is indispensable for obtaining the properties, and control of the volume ratio is extremely important.
  • the retained austenite phase is preferably at least 3% or more.
  • the residual austenite phase exceeds 20%, a large amount of martensite is formed after molding, and the brittleness may increase, and it may be necessary to suppress the brittleness within an allowable range. It is preferably 20% or less.
  • the metal structure of the steel sheet of the present invention is composed of a second phase including a ferrite phase as a main phase and a retained austenite phase.
  • the volume fraction of the ferrite phase is 4.0 to 90% from the viewpoint of ensuring high ductility. Is preferred.
  • the volume fraction of the benite phase, martensite phase, and pearlite phase is preferably 7 to 50% in total.
  • annealing is performed at a temperature range of 73 to 90 ° C on the continuous melting line, cooling at 3 to 100 ° C / s, and a temperature of 3500 to 600 ° C. Hold in the zone for 30 to 2500 seconds, then hot dip galvanized and alloy at 4700 to 600 ° C.
  • the annealing temperature is less than 73 ° C, the carbides in the steel sheet may not be sufficiently dissolved, or ferrite recrystallization may occur. It may not be completed and the target characteristics may not be obtained.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C, austenite grains grow remarkably and may cause a decrease in ferrite nucleation sites from the second phase caused by subsequent cooling. Therefore, the annealing temperature is set to 730 to 900 ° C. Cooling rate: 3 ⁇ 100 ° C / s
  • the cooling rate is less than 3 ° C s, a large amount of pearlite precipitates and the amount of solute C in the untransformed austenite decreases significantly, so the target structure may not be obtained. .
  • the cooling rate exceeds 100 ° CZ s, the growth of ferrite is suppressed and the volume fraction of ferrite is significantly reduced, so that sufficient ductility can be secured. It may disappear. Therefore, the cooling rate is 3-100 ° CZ s.
  • the holding temperature exceeds 600 ° C, carbide precipitates from the untransformed austenite. Conversely, when the holding temperature is less than 350 ° C, carbide precipitates in the beite tough: nlite due to the lower benite transformation. In either case, stable retained austenite cannot be obtained sufficiently. Therefore, the holding temperature is 350-600 ° C. In order to stably produce retained austenite, 500 ° C or less is preferable.
  • Retention time plays a crucial role in controlling residual austenite.
  • the holding time is less than 30 seconds, stabilization of untransformed austenite does not proceed, and the amount of retained austenite cannot be secured, so that desired characteristics cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 250 seconds, the austenite phase with a small amount of solid solution C, which is the object of the present invention, cannot be obtained, and it is transformed into a martensite phase with a small amount of strain and is generated around the The strain field makes it difficult to obtain low yield stress. Therefore, the holding temperature is 30 to 250 seconds. From the viewpoint of stabilizing the untransformed austenite, the holding time is preferably more than 60 seconds, more preferably more than 90 seconds. In order to reduce the yield stress, 200 seconds or less is preferable. Alloying temperature: 470-600 ° C
  • the alloying temperature after further hot dip galvanizing needs to be equal to or higher than the bath temperature, so 470 ° C is the lower limit. If the alloying temperature exceeds 600 ° C, carbides precipitate from untransformed austenite as in the case where the holding temperature exceeds 600 ° C, and stable retained austenite cannot be obtained. Therefore, the alloying temperature is 470-600 ° C.
  • the holding temperature does not have to be constant as long as the annealing temperature, holding temperature, and alloying temperature specified in the production conditions of the present invention are within the above ranges. Further, even when the cooling rate changes during cooling, it may be within the above range. Furthermore, the plating conditions may be within the normal operating range, and the basis weight may be 20 to 70 gZm 2 and the Fe content in the plating layer may be about 6 to 15%.
  • Table 1 Steel with the composition shown in Table 1 was melted in a converter and formed into pieces by continuous forging. Table 1 also shows whether slab cracking occurred at that time. The occurrence of cracks was also judged by color check in addition to visual judgment after cooling the slab to room temperature.
  • the obtained slab was heated to 1250 ° C and then hot-rolled at a finish rolling temperature of 900 ° C to obtain a hot-rolled steel plate having a thickness of 3.0 mm. After hot rolling, pickling and cold rolling were performed to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm. After that, heat treatment was performed with a continuous hot dip galvanizing line under the conditions shown in Table 2, followed by 50/50 g / m 2 galvanizing and alloying treatment so that the Fe content in the plating layer was 9%. gave.
  • the obtained steel sheet was subjected to temper rolling of 0.5%, and the mechanical properties were investigated.
  • mechanical properties yield stress YS, tensile strength TS, and elongation EL were measured using a JIS No. 5 tensile specimen taken from the steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the tensile test was performed at a strain rate of 6.7 X 10-3 s- 1 .
  • Table 2 shows these measured values together with the yield ratio YR and TS XE L values.
  • the ratio was as low as 55% or less, and both the tensile strength TS and the elongation EL were sufficient.
  • a to L satisfying N ⁇ 0.007% — (0.003 XA 1)% in the steel sheet of the present invention did not cause slab cracking. 'table 1

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Abstract

合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１～３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．３～２％、Ｎ：０．００５％未満、Ｃｒ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎｂ：０．００５％未満を含み、かつＳｉ＋Ａｌ≧０．６％、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｍｏ：０．１～２％を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

Description

明細書 合金化溶融亜鉛めつき銅板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 自動車用鋼板としての用途に用いられる低降伏比型高強度合金化溶 融亜鉛めつき鋼板（hot dip galvannealed steel sheet)およびその製造方法に関 する。 背景技術
近年、 地球環境の保全の見地から、 自動車の燃費向上が重要な課題となってい る。 このため、 車体材料の高強度化により薄肉化を図り、 車体そのものを軽量化 しょうとする動きが活発となっている。 しかしながら、 鋼板の高強度化は延性の 低下、 すなわち成形加工性の低下を招くことから、 高強度と高加工性を兼備した 材料の開発が望まれている。
このような要求に対して、 これまでにフェライト、 マルテンサイト二相鋼 （D u a l— P h a s e鋼） や残留オーステナイトの変態誘起塑性（transformation induced plasticityノを利用した T R I P鋼 (transformation induced plasticity steel)など、 種々の複合組織鋼が開発されてきた。
これらの鋼板は実使用時の防鲭向上を目的に表面にめつきを施す場合がある力 めっき鋼板としてほ、 プレス性、 スポット溶接性、 塗装密着性を確保する観点か ら、 溶融亜鉛めつき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板の F eを拡散させた合 金化溶融亜鉛めつき鋼板が多用されており、 それに関して種々の提案がなされて いる。
例えば、 特開平 1 1一 2 7 9 6 9 1号公報では、 多量の S iを添加することに より残留 γを確保し、 高延性を達成する加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼 板が提案されている。 しかし、 S iはめつき性を低下させるため、 このような高 S i鋼にめつきをつけるには、 N iのプレめっきや特殊な薬剤の塗布を行ったり、 鋼板表面の酸化物層を還元し、 酸化膜厚を適当に制御するなどの煩雑な工程が必 要となる。
また、 特開 2002— 030403号公報では、 めっき性に対して悪影響の小 さい A1を S iの代わりに添加することにより、 めっき濡れ性およびパゥダリン グ性を改善した延性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板が提案されている。 しか し、 実際のプレス成形においては延性の向上の他に形状凍結性（shape
fixability)の改善も大きな課題となっている。
鋼板を高強度化することにより降伏強度も上昇し、 プレス成形時のスプリング バック量が大きくなり、 形状凍結性が低下する。 このような形状凍結性の低下は 降伏比を下げることにより改善可能となり、 特開 2002— 317249号公報 には低降伏比型の冷延鋼板が提案されている。 しかし、 この鋼板を合金化溶融亜 鉛めっき鋼板に適用すると、 亜鉛浴の温度が 450°Cを超える高温であるという ことと、 500°Cを超える合金化処理が必要になるため、 低降伏比を達成するこ とが困難となる。
さらに、 特開 2004— 115843号公報では、 S i、 A 1、 そして Mn含 有量をパランスさせ、 かつ焼鈍後に低温短時間保持させて、 Cを多く含むマルテ ンサイト相を得ることで、 低降伏比を有する溶融亜鉛めつき鋼板が提案されてい る。 し力 し、 この提案された技術は、 DP鋼に関する技術であり、 DP鋼は残留 オーステナイトの歪誘起変態に起因した延性の向上 （TR I P効果） を活用する ことができないため、 十分な延性を有しているとは認められ難い。 発明の開示
本努明は、 煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めつき性を得るこ とができ、 合金化溶融亜鉛めつき後に、 優れた延性および低降伏比を達成するこ とができる高強度合金化溶 亜鉛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。 なお、 本発明において、 「高強度」 とは、 TSが 340MP a以 上になる強度を有することを意味する。
本発明者らは、 延性に優れる低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板を得 るため、 鋼板の糸且成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。 その結果、 A l と複合して Cr、 V、 Moを添加することにより合金化溶融亜鉛めつき鋼板 における大幅な降伏比の低下が可能となり、 降伏比 55%以下を達成することが できるとともに、 C、 S i、 Mn， A 1の量を適切に調整することにより合金化 溶融亜鉛めつき性を低下させることなく残留オーステナイトを増加させて優れた 延性が得られることを見出した。
A1と' C r、 V、 Moの複合添加により低降伏比となる理由については必ずし も明確ではないが、 以下のようなものであると考えられる。 すなわち、 A1はフ エライト中の固溶 Cを第 2相に排出し、 フ ライ トの清浄化に有効に働き、 降伏 比を低下させる。 一方、 C r、 V、 Moを添加することより高温短時間でのォー ステンパ処理で残留オーステナイトを生成させることが可能となる。 このように 生成した残留オーステナイ ト中の固溶 C量は少なく、 少ない歪量でマルテンサイ トに変態し、 その周りに歪場を形成し降伏応力を低下させる。 このような歪場の 形成による降伏応力の低下は、 A 1添加により淸浄化され固溶 C量が減少したフ ェライトの周りで起こることにより、 より有効に生じるものと考えられる。 本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、 以下の （1) 〜 （18) を提供する。
( 1 ) · 質量。/。で、 C : 0. 05〜0. 25%、 S i : 2. 0 %以下、 Mn ： 1 〜 3 °/。、 P： 0. 1 %以下、 S ： 0. 01 %以下、 A 1 ： 0 · 3〜 2 %、 N： 0. 005%未満、 Cr ： 1%以下、 V： 1%以下、 Mo ： 1 %以下、 T i ： 0. 0 05 %未満、 N b ： 0. 005 %未満を含み、 かつ S i + A 1≥ 0. 6 %、 C r + V+Mo ： 0. 1〜2%を満たし、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる合 金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(2) . 質量0/。で、 C : 0. 05〜0. 25%、 S i : 2. 0 %以下、 Mn ： 1 〜 3 %、 P： 0. 1 %以下、 S ： 0. 01 %以下、 A 1 ： 0. 3〜 2 %、 N： 0. 005 %未満、 C r ： 1 %以下、 V： 1 %以下、 M o ： 1 %以下、 T i ： 0. 0 05。/。未満、 N b ： 0. 005 %未満を含み、 かつ S i + A 1≥ 0. 6%, N≤ 0. 007%- (0. 003 X A 1 ) %、 C r +V+Mo ： 0. 1〜2%を満た し、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(3) . 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1%以下の 1種または 2種を さらに含有する （1) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(4) . 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1 %以下の 1種または 2種を さらに含有する （2) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(5) . 質量。/。で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01 °/。以下 をさらに含有する （1) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(6) . 質量。 で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01 %以下 をさらに含有する （2) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(7) . 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01 %以下 をさらに含有する （3) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(8) . 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01 %以下 をさらに含有する （4) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(9) . 前記鋼板の金属組織が、 体積率で 3〜20%の残留オーステナイト相を 含む （1) から （8) のいずれか一つに記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
(10) . 質量％で、 C： 0. 05〜 0. 25%、 S i ： 2 %以下、 Mn ： 1〜 3 %、 P ： 0. 1 ° /。以下、 S ： 0. 01 %以下、 A 1 ： 0 · 3〜 2 %、 N： 0. 005%未満、 C r ： 1%以下、 V： 1%以下、 Mo ： 1 %以下、 T i ： 0. 0 05 %未満、 N b： 0. 005 %未満、残部 F eおよぴ不可避的不純物からなり、 且つ S i +A l≥0. 6%、 C r +V + Mo ： 0. 1〜2%を満足する冷延鋼 板を 730〜 900°Cの温度域にて焼鈍する工程、 焼鈍された冷延鋼板を 3〜 100 °C /秒の冷却速度で冷却する工程、 冷却された冷延鋼板を 350〜 600 °Cの温度域にて 30〜 250秒保 持する工程、
保持後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきする工程、
溶融亜鉛めつきされた冷延鋼板を 470〜 600 °Cの温度で合金化する 工程、
を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(1 1) . 質量0 /。で、 C： 0 · 05〜 0. 25 %、 S i ： 2 %以下、 Mn ： 1〜 3 %、 P： 0. 1 %以下、 S ： 0. 01 %以下、 A 1 ： 0. 3〜 2 %、 N： 0. 005%未満、 C r ： 1%以下、 V： 1%以下、 Mo ： 1 %以下、 T i ： 0. 0 05 %未満、 N b： 0. 005 %未満、残部 F eおよび不可避的不純物からなり、 且つ、 S i +A 1≥ 0. 6%, N≤0. 007%- (0. 003 X A 1 ) %、 C r +V+Mo ： 0. 1〜2%を満足する冷延鋼板を 730〜900°Cの温度域に て焼鈍する工程、
焼鈍された冷延鋼板を 3〜100°CZ秒の冷却速度で冷却する工程、 冷却された冷延鋼板を 350〜600°Cの温度域にて 30〜250秒保 持する工程、
保持後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきする工程、
溶融亜鉛めつきされた冷延鋼板を 470〜600°Cの温度で合金化する 工程、
.を有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
(12) . 前記冷延鋼板が、 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1%以下 の 1種または 2種をさらに含有する （10) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法。
(13) . 前記冷延鋼板が、 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1%以下 の 1種または 2種をさらに含有する （1 1) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法 c
(14) . 前記冷延鋼板が、 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合 計で 0. 01%以下をさらに含有する （10) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法。
(15) . 前記冷延鋼板が、 質量％で、 C aおよび REMの 1種または.2種を合 計で 0. 01%以下をさらに含有する （1 1) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法。
(16) . 前記冷延鋼板が、 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合 計で 0. 01 %以下をさらに含有する （12) に記載の合金化溶融亜鈴めつき鋼 板の製造方法。
(17) . 前記冷延鋼板が、 質量。 /0で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合 計で 0. 01%以下をさらに含有する （13) に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法。
(18) . 前記合金化溶融亜鉛めつき鋼板が、 体積率で 3〜20%の残留オース テナイト相を含む （10) から （17) のいずれか一つに記載の合金化溶融亜鉛 めっき鋼板の製造方法。 ' 本発明によれば、 煩雑な工程を経ることなく良好な合金化溶融亜鉛めつき性を 得ることができ、 合金化溶融亜鉛めつき後に、 優れた延性および 55%以下の低 降伏比を達成することができる。 発明を実施するための形態 以下、 本発明について具体的に説明する。
まず、 本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。 以下において％は質量 °/0を意味する。
C： 0. 05〜0. 25%
Cはオーステナイトを安定化させる元素であり、 残留オーステナイトを確保す るために必要な元素である。 C量が 0. 05%未満では、 鋼板の強度の確保と同 時に、 残留オーステナイト量を確保して高延性を達成することが難しい。 一方、 C量が 0. 25%を超えると溶接部および熱影響部の硬化が著しく、 溶接性が劣 化する。 このため、 C量を 0. 05〜0. 25%の範囲とする。
S i ： 2. 0%以下
S iは鋼の強化に有効な元素である。 また、 フェライト生成元素であり、 ォー ステナイト中への Cの濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、 残留ォ ーステナイ トの生成を促進する働きを有する。 3 1量は0. 01%以上であるの が好ましい。 S i量が 2. 0%を超えるとめつき性の劣化を招く。 したがって、 S i量を 2. 0%以下とする。 好ましくは 0. 5%以下である。
Mn ： 1〜3%
Mnは鋼の強化に有効な元素である。 また、 オーステナイトを安定化させる元 素であり、 残留オーステナイトの增加に必要な元素である。 しかし、 Mn量が 1 %未満では'このような効果を得難く、 一方、 3%を超えると、 過度の第 2相分率 の増加や固溶強化量の増加により強度上昇が著しくなり、 延性の低下を招く。 し たがって、 Mn量を 1 ~3%の範囲とする。
P ： 0. 1%以下 ―
Pは鋼の強化に有効な元素であるが、 0·, 1%を超えると、 粒界偏析により脆 化を引き起こし、 衝撃特性を劣化させる。 したがって、 P量を 0. 1%以下とす る。
S ： 0. 01 %以下 '
Sは Mn Sなどの介在物となって、 耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフロー に沿った割れの原因になるので極力低い方が良いが、 製造コストの面から 0. 0 1%以下とする。
A 1 ： 0. 3〜 2 %
A 1はフェライトの清浄化に有効に作用し、鋼の降伏比を低下させる。,しかし、 八 1量が0. 3%未満ではその効果が不十分である。 一方、 A 1量が 2%を超え ると鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。 したがって、 A 1量を 0. 3 〜 2%の範囲とする。
S i + A 1≥ 0. 6%
A1はまた、 S iと同様にフェライト生成元素であり、 オーステナイト中への Cの濃化を促進し、 かつ炭化物の生成を抑制することから、 残留オーステナイ ト の生成を促進する働きがある。 そして、 このような効果は A 1と S iの量の合計 が 0. 6%未満では不十分であり十分な延性が得られない。 したがって、 S i + A 1は 0. 6%以上とする。また、 S i +A 1は 3%で以下であるのが好ましい。
N： 0. 005 %未満 - . Nは不可避的不純物であり、 窒化物を形成する。 そして、 その量が 0. 005 %以上になると窒化物の形成による高温および低温での延性が低下する。 したが つて、 N量を 0. 005%未満とする。
N≤ 0. 007%— (0. 003 XA1) %
N量が増加にともなって A 1 Nの析出量が増加すると、 連続铸造時のスラブ割 れを引き起こしやすくなる。 したがって、 連続鎵造時のスラブ割れを防止する必 要がある場合には、これを回避するために、 N量を 0. 005%未満とした上で、 さらに N≤0. 007%— (0. 003 X A 1 ) %を満足するようにする。
C r、 V、 Mo ：それぞれ 1 %以下
C r +V+Mo : 0. 1〜2%
C r、 V、 Moは鋼の低降伏比化に有効な元素である。 その効果は A 1 と複合 して添加することにより顕著となる。 しかし、 それぞれ 1%を超えて添加しても その効果は飽和する。 また、 その効果は、 C r、 V、 Moの合計が 0. 1%未満 では不十分であり、 逆にこれらの合計が 2%を超えると過度の強度上昇による延 性の低下おょぴめっき性の劣化が懸念される。 このため、 C r、 V、 Moをそれ ぞれ 1%以下と 、 これらの合計を 0. 1〜2%とする。 好ましくは、 0. 15 〜1. 3%である。
T i、 Nb ：それぞれ 0. 005 %未満
T i、 Nbは炭窒化物となって析出することにより鋼を強化する。 しかし、 こ のような析出強化は降伏応力を増加させ、 低降伏比化には不利となる。 そして、 そのような降伏応力の増加はそれぞれの添加量が 0. 005%以上で見られるよ うになる。 したがって、 T i、 Nbの量は、 それぞれ 0. 005%未満とする。
B ： 0. 005 %以下
Bは鋼の強化に有効に働くので必要に応じて添加することができる。 しかし、 0. 005%を超えると過度に強度が上昇し、 加工性が低下する。 したがって、 Bを添加する場合には、 その量を 0. 005%以下とする。
N i ： 1 %以下
N iはオーステナイト安定化元素であり、 オーステナイトを残留させるととも に強度上昇にも効果があるので必要に応じて添加することができる。 ただし、 1 %を超えて添加してもその効果は飽和し、逆にコストの上昇を招く。したがって、 N iを添力)]する場合には、 その量を 1%以下とする。
C aまたは REM： 1種または 2種を合計で 0. 01 %以下
C aおよび REMは、 硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、 これらに より、 鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有するので必要に応じて添加す ることができる。 このような効果は、 これらの合計で 0. 01%を超えると飽和 する。 したがって、 C a、 REMを添加する場合には、 これらの 1種または 2種 を合計で 0. 01%以下とする。
なお、 以上の元素および残部の F eの他、 製造過程で各種不純物元素および製 造過程で必須な微量添加元素等が不可避的に混入するが、 このような不可避的な 不純物は本発明の効果に特に影響を及ぼすものではなく、 許容される。 . 次に、 鋼板の金属組織について説明する。
残留オーステナイト相：体積率で 3〜 20%
本発明において、 残留オーステナイト相は、 歪誘起変態を有効に活用し、 高延 性を得るために必須であり、その体積率の制御は極めて重要である。本発明では、 高延性を確保する観点より、 残留オーステナイト相は少なくとも 3 %以上とする ことが好ましい。 一方、 残留オーステナイト相が 2 0 %を超える場合は、 成形後 に多量のマルテンサイトが生成し、 脆性が大きくなり、 脆性を許容範囲内に抑制 する必要が生じる場合があるため、 残留オーステナイト量は 2 0 %以下とするこ とが好ましい。 本発明の鋼板の金属組織としては、 主相であるフェライト相と残 留オーステナイト相を含む第 2相からなるが、 フェライト相の体積率は、 高延性 を確保する観点より、 4.0〜9 0 %が好ましい。 また、 残留オーステナイト相以 外の第 2相として、 べィナイト相、 マルテンサイト相、 パーライト相の体積率が 合計で 7 ~ 5 0 %であることが好ましい。 次に本発明に係る合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造条件について説明する。 本発明においては、 上記成分組成の鋼を溶製し、 連続铸造により鏡片とし、 熱 間圧延し、 冷間圧延を行なうが、 これらの条件は特に限定されない。 その後、 連 続溶融めつきラインで 7 3 0〜 9 0 0 °Cの温度域で焼鈍し、 3〜 1 0 0 °C/ sで 冷却して、 3 5 0〜 6 0 0 °Cの温度域で 3 0〜 2 5 0秒保持し、 その後溶融亜鉛 めっきした後、 4 7 0〜 6 0 0 °Cで合金化を行なう。
焼鈍温度： 7 3 0 - 9 0 0 °C
オーステナイト単相またはオーステナイト相とフェライト相の 2相域で焼鈍を 行なう力 焼鈍温度が 7 3 0 °C未満の場合は、 鋼板中の炭化物が十分に溶解しな い場合や、 フェライトの再結晶が完了せず、 目標とする特性が得られない場合が ある。 一方、 焼鈍温度が 9 0 0 °Cを超える場合には、 オーステナイト粒の成長が 著しく、 後の冷却によって生じる第 2相からのフェライトの核生成サイトの減少 を引き起こす場合がある。 したがって、 焼鈍温度は 7 3 0〜9 0 0 °Cとする。 冷却速度： 3〜 1 0 0 °C/ s
冷却速度が 3 °C s未満の場合には、 パーライトが多量に析出し、 未変態ォー ステナイト中の固溶 C量が大幅に低下するため、 目標とする組織が得られない場 合がある。 また、 冷却速度が 1 0 0 °CZ sを超える場合には、 フヱライトの成長 が抑えられ、 フェライトの体積率が著しく減少するため、 十分な延性を確保でき なくなる場合がある。 したがって、 冷却速度は 3〜 100°CZ sとする。
保持温度： 35 O〜600°C
保持温度が 600°Cを超える場合には、 未変態オーステナイト中から炭化物が 析出し、 逆に、 350°C未満の場合には、 下部べィナイト変態によりべィティッ タフ: nライト中に炭化物が析出して、 いずれも、 安定した残留オーステナイトが 十分に得られない。 したがって、 保持温度は 350〜600°Cとする。 安定して 残留オーステナイトを生成させるためには、 500°C以下が好ましい。
保持時間： 30〜 250秒
保持時間は、残留オーステナイ トの制御に関して、極めて重要な役割を果たす。. つまり、 保持時間が 30秒未満の場合には、 未変態オーステナイトの安定化が進 まず、 残留オーステナイト量を確保することができないため、 所望の特性が得ら れない。 一方、 保持時間が 250秒を超える場合には、 本発明の目的である固溶 C量の少ないオーステナイト相を得ることができず、 少ない歪量でマルテンサイ ト相に変態させ、 その周囲に発生した歪場により低降伏応力を得ることが困難と なる。 したがって、 保持温度は 30〜250秒とする。 未変態オーステナイト安 定化の観点からは、 保持時間は、 60秒超えが好ましく、 さらに好ましくは 90 秒超えである。また、降伏応力を低下させるためには、 200秒以下が好ましい。 合金化処理温度： 470〜600°C
上記保持処理後、 さらに溶融亜鉛めつきを施した後の合金化処理温度は、 めつ き浴温度以上である必要があり、 このため 470°Cを下限とする。 また、 合金化 温度が 600°C超えであれば、 上述した保持温度が 600°Cを超える場合と同様 に、 未変態オーステナイト中から炭化物が析出し、 安定した残留オーステナイト を得ることができなくなる。 したがって、 合金化処理温度は 470〜600°Cと する。
なお、 本発明の製造条件において規定した、 焼鈍温度、 保持温度、 合金化処理 温度は、 上記の範囲内であれば保持温度は一定である必要はない。 また、 冷却速 度が冷却中に変化した場合においても上記の範囲内であれば構わない。 さらに、 めっき条件については、 通常操業範囲内であればよく、 目付量が 20〜70 gZ m2、 めっき層中の F e量が 6~ 15%程度とすればよい。 実施例
以下、 本発明の実施例について説明する。
表 1に示す組成の鋼を転炉で溶製し、 連続鍚造により铸片とした。 そのときの スラブの割れの発生の有無を表 1に合わせて示す。 割れの発生はスラブを室温ま で冷却した後に目視での判定に加えてカラーチェックでの判定も行った。
得られたスラブを 1250°Cに加熱した後、 仕上圧延温度 900°Cで熱間圧延 を行い、 板厚 3. 0mmの熱延鋼板とした。 熱間圧延後、 酸洗し、 さらに冷間圧 延を行って板厚 1. 2mmの冷延鋼板とした。 その後、 連続溶融亜鉛めつきライ ンで表 2に示す条件で熱処理後、 50/50 g/m2のめつきを施し、 めっき層 中の F e量を 9%となるように合金化処理を施した。
得られた鋼板について、 0. 5%の調質圧延を施し、 機械的特性を調査した。 機械的特性としては、 鋼板から圧延直角方向に採取した J I S 5号引張試験片を 用いて、 降伏応力 YS、 引張強さ TS、 伸び ELを測定した。 引張試験は歪み速 度 6. 7 X 10-3 s — 1で行った。 これらの測定値と、 降伏比' YRおよび TS XE Lの値を併せて表 2に示す。
表 2に示すように、 本発明の組成および製造条件を満たす本発明鋼板である N 0. 1、 2、 5〜8、 11〜16、 18、 21、 22、 24、 28は、 いずれも 降伏比が 55%以下と低い値を示し、 引張強さ TS、 伸び ELとも十分な値を示 していた。 これに対して、 本発明の組成および製造条件から外れる比較鋼板であ る No. 3、 4、 9、 10、 17、 19、 20、 23、 25〜27、 29〜38 は、 降伏比 YR、 引張強さ TS、 伸ぴ EL、 およびこれらのバランスの一つ以上 が好ましい範囲をはずれていた。 また、 表 1に示すように、 本発明鋼板の中で N ≤0. 007%— (0. 003 XA 1) %を満たす A〜Lは、 スラブ割れも生じ なかった。 '表 1
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表 2
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Claims

請求の範囲
1. 質量0/。で、 C： 0. 05〜 0 · 25 %、 S i ： 2. 0 %以下、 Mn ： 1〜 3 %、 P ： 0. 10 /。以下、 S ： 0. 01 %以下、 A 1 ： 0. 3〜 2 %、 N： 0. 0 05%未満、 C r ： 1%以下、 V： 1%以下、 Mo ： 1 %以下、 T i ： 0. 00 5 %未満、 N b ： 0. 005 %未満を含み、 かつ S i + A 1≥ 0. 6 %、 C r + V+Mo ： 0. 1〜2%を満たし、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる合金 化溶融亜鉛めつき鋼板。
2. 質量。 /。で、 C : 0. 05〜0· 25%、 S i : 2. 0。/。以下、 Mn ： 1〜 3 %、 P ： 0. 1%以下、 S ： 0. 01%以下、 A 1 ： 0. 3〜2%、 N : 0. 0 05%未満、 C r ： 1%以下、 V： 1%以下、 Mo ： 1 %以下、 T i ： 0. 00 5 %未満、 N b ： 0. 005 %未満を含 、 かつ S i +A 1≥ 0. 6 %、 N≤ 0. 007%- (0. 003 XA 1 ) %、 C r +V + Mo ： 0. 1〜2%を満たし、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
3. 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1%以下の 1種または 2種をさら に含有する請求項 1に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
4. 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1%以下の 1種または 2種をさら に含有ずる請求項 2に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
5. 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさ らに含有する請求項 1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
6. 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさ らに含有する請求項 2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
7. 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさ らに含有する請求項 3に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
8. 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさ らに含有する請求項 4に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
9. 前記合金化溶融亜鉛めつき鋼板が、 体積率で 3〜 20 %の残留オーステナイ ト相を含む請求項 1から請求項 8のいずれか' 1項に記載の合金化溶融亜鉛めつき 鋼板。
10. 質量％で、 C： 0. 05~0. 25%、 S i ： 2 %以下、 Mn： 1〜3%、 P ： 0. 1 %以下、 S ： 0. 01。/。以下、 A 1 ： 0. 3〜 2 %、 N： 0. 005 %未満、 C r ： 1%以下、 V： 1%以下、 Mo ： 1%以下、 T i ： 0. 005% 未満、 Nb ： 0. 005%未満、 残部 F eおよび不可避的不純物からなり、 且つ S i +A 1≥ 0. 6%、 C r +V+Mo ： 0. 1〜 2 %を満足する冷延鋼板を 7 30〜900°Cの温度域にて焼鈍する工程、
焼鈍された冷延鋼板を 3〜 100 °CZ秒の冷却速度で冷却する工程、 冷却された冷延鋼板を 350〜 600 °Cの温度域にて 30〜 250秒保 持する工程、
保持後の冷延鋼板に溶融亜鉛めっきする工程、
溶融亜鉛めつきされた冷延鋼板を 470〜 600 °Cの温度で合金化する 工程、
を有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
1 1. 質量％で、 C： 0. 05〜 0. 25 %、 S i ： 2 %以下、 Mn： 1〜 3 %、 P ： 0. 1 %以下、 S ： 0. 01 %以下、 A 1 ： 0. 3〜 2 %、 N： 0. 005 %未満、 C r ： 1%以下、 V： 1° /。以下、 Mo ： 1%以下、 T i ： 0. 005% 未満、 Nb ： 0. 005%未満、残部 F eおよび不可避的不純物からなり、且つ、 S i +A 1≥ 0. 6%, N≤0. 007%— (0. 003 XA 1) %、 C r +V + Mo ： 0. 1〜 2 %を満足する冷延鋼板を 730〜 900°Cの温度域にて焼鈍 する工程、
焼鈍された冷延鋼板を 3〜 100 °CZ秒の冷却速度で冷却する工程、 冷却された冷延鋼板を 350〜 600 °Cの温度域にて 30〜 250秒保 持する工程、
保持後の冷延鋼板に溶融亜鉛めつきする工程、
溶融亜鈴めつきされた冷延鋼板を 470〜 600 °Cの温度で合金化する 工程、
を有する合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
12. 前記冷延鋼板が、 質量％で、 B ： 0. 005 %以下、 N i ： 1 %以下の 1 種または 2種をさらに含有する請求項 10に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板の 製造方法。
13. 前記冷延鋼板が、 質量％で、 B ： 0. 005%以下、 N i ： 1° /。以下の 1 種または 2種をさらに含有する請求項 1 1に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板の 製造方法。
14. 前記冷延鋼板が、 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさらに含有する請求項 10に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法。
15. 前記冷延鋼板が、 質量％で、 C aおよび R EMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさらに含有する請求項 1 1に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法。
16. 前記冷延鋼板が、 質量％で、 Caおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさらに含有する請求項 12に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法。
17. 前記冷延鋼板が、 質量％で、 C aおよび REMの 1種または 2種を合計で 0. 01%以下をさらに含有する請求項 13に記載の合金化溶融亜鉛めつき鋼板 の製造方法。
18. 前記合金化溶融亜鉛めつき鋼板が、 体積率で 3〜20%の残留オーステナ ィト相を含む請求項 10から請求項 17のいずれか 1項に記載の合金化溶融亜鉛 めっき鋼板の製造方法。
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