WO2014024825A1 - 熱間成形用亜鉛系めっき鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量%で、C:0.02%~0.58%、Mn:0.5%~3.0%、sol.Al:0.005%~1.0%、Ti:0%~0.20%、Nb:0%~0.20%、V:0%~1.0%、W:0%~1.0%、Cr:0%~1.0%、Mo:0%~1.0%、Cu:0%~1.0%、Ni:0%~1.0%、B:0%~0.010%、Mg:0%~0.05%、Ca:0%~0.05%、REM:0%~0.05%、Bi:0%~0.05%、Si:2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.004%以下、N:0.01%以下、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板とめっきの界面から深さ5μm位置までにおけるMn含有量が0.3質量%以上であり、
前記亜鉛系めっき皮膜は、めっき付着量が40g/m2~110g/m2、めっき皮膜中のAl量が150mg/m2以上、Al濃度が0.5質量%以下であり、
前記亜鉛系めっき鋼板は、700℃以上に加熱された後に熱間成形される用途に供される、熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
前記鋼板は、質量%で、Ti:0.01%~0.20%、Nb:0.01%~0.20%、V:0.1%~1.0%、W:0.1%~1.0%からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する、[1]に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
前記鋼板は、質量%で、Cr:0.1%~1.0%、Mo:0.1%~1.0%、Cu:0.1%~1.0%、Ni:0.1%~1.0%、B:0.0010%~0.010%からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する、[1]または[2]に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
前記鋼板は、質量%で、Mg:0.0005%~0.05%、Ca:0.0005%~0.05%、REM:0.0005%~0.05%からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する、[1]~[3]のいずれか1項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
前記鋼板は、質量%で、Bi:0.0002%~0.05%以下を含有する、[1]~[4]のいずれか1項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
前記亜鉛系めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、[1]~[5]のいずれか1項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
[必須成分]
[C:0.02%~0.58%]
Cは、鋼板の焼入れ性を高めかつ焼入れ後強度を主に決定する非常に重要な元素である。さらにAC3点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。C含有量が0.02%未満では、その効果は十分ではない。したがって、C含有量は0.02%以上とする。一方、C含有量が0.58%を超えると、焼入れ部の靭性劣化が著しくなる。したがって、C含有量は0.58%以下とする。好ましくは0.45%以下である。
Mnは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。また、熱間成形前の加熱時にめっき皮膜中にMnは拡散し、めっき皮膜中にMn酸化物を多く生成させることにより、亜鉛酸化物層が過度に生成することが抑制され、熱間成形後のスポット溶接性を良好にさせる効果を持つ。Mn含有量が0.5%未満ではその効果は十分ではない。したがって、Mn含有量は0.5%以上とする。好ましくは0.8%以上である。一方、Mn含有量が3.0%を超えるとその効果は飽和するばかりか、却って焼入れ後に安定した強度確保が困難となる場合がある。したがって、Mn含有量は3.0%以下とする。好ましくは2.4%以下である。
Alは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する。sol.Al含有量が0.005%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、sol.Al含有量は0.005%以上とする。一方、sol.Al含有量が1.0%超では、上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利になる。したがって。sol.Al含有量は1.0%以下とする。
本発明においては、基材鋼板において、上記の必須成分に加え、さらに、以下の任意成分を所定範囲で含有しても良い。なお、必須成分と異なり、以下に説明する任意成分は含有しなくても良い。
Ti、Nb,V,Wは、亜鉛系めっき層と素地鋼板におけるFeおよびZnの相互拡散を促進し、めっき層の合金化速度を高め、熱間成形時等に溶融Zn合金層を生じにくくする元素である。したがって、Ti、Nb,V,Wを基材鋼板に含有させてもよい。しかし、Ti、Nbの含有量が0.20%を超えると、あるいは、V、Wの含有量が1.0%を超えると、上記作用による効果は飽和し、コスト的に不利となる。したがって、Ti、Nbの含有量は0.20%以下、V、Wの含有量は1.0%以下とする。好ましくはTi,Nbは0.15%以下、V,Wは0.5%以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはTi、Nbの含有量を0.01%以上、V,Wの含有量を0.1%以上とすることが好ましい。
Cr、Mo、Cu、NiおよびBは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後強度を安定して確保するために、効果のある元素である。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、Cr、Mo、Cu、Niについては1.0%超、Bについては0.010%超としても、上記効果は飽和して、コスト的に不利となる。したがって、Cr、Mo、Cu、Niの含有量は1.0%以下、B含有量は0.010%以下とする。Bの含有量は0.0080%以下とすることが好ましい。上記効果をより確実に得るには、Cr、Mo、Cu、Niは0.1%以上およびB:0.0010%以上のいずれかを満足させることが好ましい。
Ca、MgおよびREMは、鋼中の介在物の形態を微細化し、介在物による熱間成形時の割れの発生を防止する作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に添加すると、鋼中の介在物の形態を微細化する効果は飽和し、コスト増を招くだけとなる。したがって、Ca含有量は0.05%以下、Mg含有量は0.05%以下、REM含有量は0.05%以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ca:0.0005%以上、Mg:0.0005%以上およびREM:0.0005%以上のいずれかを満足させることが好ましい。
Biは、溶鋼の凝固過程において凝固核となり、デンドライトの2次アーム間隔を小さくすることにより、デンドライト2次アーム間隔内に偏析するMn等の偏析を抑制する作用を有する元素である。したがって、Biを含有させてもよい。特に熱間プレス用鋼板のように多量のMnを含有させることがよく行われる鋼板については、Mnの偏析に起因する靭性の劣化を抑制するのにBiは効果がある。したがって、そのような鋼種にはBiを含有させることが好ましい。しかし、0.05%を超えてBiを含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Bi含有量は0.05%以下とする。好ましくは0.02%以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Bi含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。さらに好ましくは0.0005%以上である。
上述した以外の残部は、Fe及び不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。本発明において、代表的な不純物としては、以下が例示される。
Siは、不純物として含有され、亜鉛系めっき層と素地鋼板におけるFeおよびZnの相互拡散を抑制し、めっき層の合金化速度を低下させる元素である。また、熱間成形前の加熱時に、加熱により形成された亜鉛酸化物層と鋼板との界面に濃化して、亜鉛酸化物層の密着性を低下させる。熱間成形や急速冷却時の熱膨張差にも耐えられる亜鉛酸化物層の密着性を確保するために、Si含有量は2.0%以下とする。より望ましいSi含有量は1.5%以下である。
Pは、不純物として含有され、亜鉛系めっき層と素地鋼板におけるFeおよびZnの相互拡散を抑制し、めっき層の合金化速度を低下させる元素である。熱間成形前の加熱時に亜鉛酸化物層を過度に増加させないようにするには、本来のめっき成分であるZnをFe-Zn固溶相として鋼板表層に取り込み、酸化を抑制することが有効であるところ、P含有量が0.02%超では酸化抑制が困難となる。したがって、P含有量は0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下である。
Sは、不純物として含有される元素であり、MnSを形成し、鋼を脆化させる作用を有する。また、大量に含有させると熱間成形前の加熱中にめっき皮膜中へのMnの拡散を妨げ、めっき皮膜中のMn酸化物量を減少させ、スポット溶接性を劣化させる。したがって、S含有量は0.004%以下とする。より望ましいS含有量は0.003%以下である。
Nは、不純物として含有され、鋼中にて介在物を形成し、熱間成形後の靱性を劣化させる元素である。したがって、N含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.008%以下、さらに好ましくは0.005%以下である。
[めっき付着量]
本発明の熱間成形用鋼板は、鋼板表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板である。亜鉛系めっきの付着量は、片面あたり(以下も同じ)40g/m2~110g/m2とする。亜鉛系めっきの付着量が多すぎると(110g/m2を超えると)、熱間成形前の加熱時にめっき皮膜のZnを固溶相として母材鋼板に十分に取り込むことができず、亜鉛酸化物層が過剰に形成されてしまい、密着性が低下する。めっき付着量が少なすぎると(40g/m2未満であると)、熱間成形前の加熱の際に鋼板の酸化を抑制するのに必要な亜鉛酸化物層を形成することが困難となる。
亜鉛系めっき皮膜の組成は特に制限がなく、純亜鉛めっき皮膜であっても、Al、Mn、Ni、Cr、Co、Mg、SnおよびPb等の合金元素を1種または2種以上を、その目的に応じて適正量含有させた亜鉛合金めっき皮膜であってもよい(Alについては、後述のようにAl濃度は0.5質量%以下に制限される)。その他、原料等から不可避的に混入することがあるFe、Be、B、Si、P、S、Ti、V、W、Mo、Sb、Cd、Nb、CuおよびSr等の1種または2種以上がめっき皮膜に含有されることもある。また、亜鉛系めっき皮膜、合金化溶融亜鉛めっき皮膜、すなわち、溶融亜鉛めっき皮膜を熱処理によりZn-Fe合金めっき皮膜にしたものであってもよい。より具体的には、溶融亜鉛めっきZn-Fe合金めっきの他に溶融5%Al-Znめっき、溶融10%Ni-Znめっきといった亜鉛が含まれる亜鉛系めっきならば本発明の効果が発揮できる。
亜鉛系めっきの皮膜中Al量は150mg/m2以上とする。皮膜中Al量が150mg/m2未満であると、熱間成形前の加熱時に皮膜表層に生成するAl酸化物が少ないため、亜鉛の酸化が抑制されず、亜鉛酸化物が過度に生成して、スポット溶接時にスパークや溶着が発生してしまう。なお、熱間成形時に亜鉛の母材鋼への拡散を促す観点から、めっき皮膜中のAl濃度は0.5質量%以下とする。好ましくは0.4質量%以下である。
鋼板とめっきの界面から深さ5μmの位置までにおける、鋼板のMn含有量が0.3質量%以上であることが望ましい。鋼板表層のMn濃度を一定量以上とすることにより、熱間成形前の加熱中に容易にめっき皮膜中にMnを拡散させることができる。めっき皮膜中にMnが多く存在するとMn酸化物が容易に形成し、亜鉛の酸化を抑制することができる。その効果を得るには、熱間成形前の鋼板とめっきの界面から深さ5μm位置までにおける、鋼板のMn含有量が0.3質量%以上であることが必要である。深さ5μmを超える深さにおける、鋼板中のMnは、めっきと拡散距離が遠いためその効果が少なく、また、鋼板とめっきの界面から深さ5μmの位置までにおけるMn量が0.3質量%未満では、その効果が無いためである。
更に、熱間成形前の加熱中に容易にめっき皮膜中にMnを拡散させ、スポット溶接性を向上させるには、鋼板とめっきの界面から深さ5μm位置までにおける、鋼板の金属組織はフェライト面積率60%以上が望ましい。フェライト面積率が60%以上であると、熱間成形前の加熱中に容易にめっき皮膜中にMnを拡散させることができる。逆にCを含むパーライトやベイナイト、マルテンサイトが40%以上あるとCによりMnの拡散が遅延される。
本発明の亜鉛系めっき鋼板は、通常700~1000℃程度に加熱され、続いてプレス成形等の熱間成形が行われる。
上記のように、鋼板の熱間成形では、熱間成形時に鋼板はオーステナイト域またはその近傍に加熱され、その温度域で成形される。したがって、加熱前の室温での素地鋼板の機械的性質は重要ではない。そのため、加熱前の素地鋼板の金属組織については特に規定しない。つまり、めっき前の素地鋼板は熱延鋼板と冷延鋼板のいずれであってもよく、その製造方法については限定しない。しかし、生産性の観点から、好適な製造方法を以下に述べる。
熱間圧延は、酸化による表層のMn量を減少させないため960℃以下の仕上げ圧延が望ましく、仕上げ圧延後2秒以内に20℃/sec以上の冷却速度で650℃以下で巻き取る必要がある。これは、鋼板表面のMn濃度は、鋼板が酸化雰囲気に晒された場合、鉄よりもMnが酸化されやすいために、鋼板表面においては選択的に酸化され、表面近傍のMn濃度が低下するためであり、熱延後速やかに冷却することが必要である。一方、巻取温度がCT500℃以下になると、フェライト変態が起こりにくく鋼板とめっきの界面から深さ10μm位置までにおける金属組織はフェライト面積率60%以上を確保できない。したがって、巻取温度は500~650℃が好ましい。更に、巻き取り後は、650℃から400℃を20℃/hr以下の速度で冷却するのが望ましい。この処理は、650℃以下の温度域では鋼板内でのMnの拡散速度が抑制されるために、鋼板表面においてはMnの酸化が進み鋼板の極近傍におけるMn濃度は低下するが、熱間成形時に有効に作用する表層5μm以内のMnの総量を回復させる効果がある。更にその効果を顕著にするには、巻き取り後、650℃~450℃間で、10hr間以上の熱処理を行うことが望ましい。特に望ましくは、650℃~500℃間で10hr間以上の均熱処理をすることが望ましい。これにより、熱間成形時に有効に作用する表層5μm以内のMnの総量を回復させる効果が増大させることができる。
冷間圧延は、常法によって行う。本発明の鋼板は炭素量が多いため、過度の圧下率で冷間圧延を行うとミルの負担が大きくなる。また、加工硬化により冷間圧延後の強度が高くなりすぎると、亜鉛めっきラインにて、コイル接続時の溶接強度やライン通板能力が問題となる。したがって、圧下率は90%以下が好ましく、80%以下がさらに好ましい。
亜鉛系めっき層の形成は、生産効率に優れた連続溶融亜鉛めっきラインを用いるのが好ましい。基材が熱延鋼板である場合にはコイルを巻き戻してめっき処理するが、冷延鋼板の場合には焼鈍に続けて溶融亜鉛めっきを行うのが一般的である。
通電時間:15サイクル
保持時間:9サイクル
溶接電流:チリ発生直前電流
電極チップ形状:DR型、先端Φ6mm-40R
Claims (6)
- 鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を有する亜鉛系めっき鋼板であって、
前記鋼板は、質量%で、C:0.02%~0.58%、Mn:0.5%~3.0%、sol.Al:0.005%~1.0%、Ti:0%~0.20%、Nb:0%~0.20%、V:0%~1.0%、W:0%~1.0%、Cr:0%~1.0%、Mo:0%~1.0%、Cu:0%~1.0%、Ni:0%~1.0%、B:0%~0.010%、Mg:0%~0.05%、Ca:0%~0.05%、REM:0%~0.05%、Bi:0%~0.05%、Si:2.0%以下、P:0.03%以下、S:0.004%以下、N:0.01%以下、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板とめっきの界面から深さ5μm位置までにおけるMn含有量が0.3質量%以上であり、
前記亜鉛系めっき皮膜は、めっき付着量が40g/m2~110g/m2、めっき皮膜中のAl量が150mg/m2以上、Al濃度が0.5質量%以下であり、
前記亜鉛系めっき鋼板は、700℃以上に加熱された後に熱間成形される用途に供される、熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。 - 前記鋼板は、質量%で、Ti:0.01%~0.20%、Nb:0.01%~0.20%、V:0.1%~1.0%、W:0.1%~1.0%からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
- 前記鋼板は、質量%で、Cr:0.1%~1.0%、Mo:0.1%~1.0%、Cu:0.1%~1.0%、Ni:0.1%~1.0%、B:0.0010%~0.010%からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する、請求項1または請求項2に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
- 前記鋼板は、質量%で、Mg:0.0005%~0.05%、Ca:0.0005%~0.05%、REM:0.0005%~0.05%からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する、請求項1~3のいずれか1項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
- 前記鋼板は、質量%で、Bi:0.0002%~0.05%以下を含有する、請求項1~4のいずれか1項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
- 前記亜鉛系めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板である、請求項1~5のいずれか1項に記載の熱間成形用亜鉛系めっき鋼板。
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