JP4838862B2

JP4838862B2 - 溶融亜鉛メッキ特性に優れた高加工性高強度鋼板の製造方法

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Publication number: JP4838862B2
Application number: JP2008548398A
Authority: JP
Inventors: ソン−ジュキム; イル−リョンソーン; フン−グワン; スン−ボクリー
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2006-12-22
Publication date: 2011-12-14
Anticipated expiration: 2026-12-22
Also published as: US8221564B2; EP1969148B1; US20080295928A1; WO2007075008A1; EP1969148A4; EP1969148A1; KR100711475B1; JP2009521603A; CN101346479B; CN101346479A

Description

本発明は、フロントサイドメンバー（ｆｒｏｎｔｓｉｄｅｍｅｍｂｅｒ）、ピラーなどを含むさまざまな自動車部材のような自動車の構造部材及び部品などに使われる鋼板の製造方法に関するもので、さらに詳しくは、溶融亜鉛メッキ特性に優れた高加工性高強度鋼板の製造方法に関する。

現在まで開発された自動車構造部材などに適用される高強度鋼は、加工性が高くないため複雑な形状を有している部品の製造に用いることは困難である。

従って、現在の自動車メーカでは部品の形状を簡素化したり、複数個の部品に分けて加工してきた。

しかし、このように複数個の部品に分けて製造すると、２次の溶接工程が必要となり、溶接部の強度が母材と異なるため車体の設計に多くの制約がある。

従って、自動車メーカでは複雑な形状の部品に適用し車体の設計時に設計自由度を高めるため、高強度でありながらも加工性の高い鋼材を求め続けている。

一方、自動車構造部材などに適切に適用できるほどの高強度でありながらも高加工性を有する鋼材であっても合金元素、特にシリコン（Ｓｉ）の添加量が高い場合、溶融（亜鉛）メッキが困難であるという問題点がある。

また、シリコンが多量含有された鋼材が連続焼鈍または連続溶融亜鉛メッキラインで製造される場合、鋼板表面の結晶粒が脱落して連続焼鈍設備内のハースロール（Ｈｅａｒｔｈｒｏｌｌ）に付着及び積層して後続コイルにデント欠陥を発生させるという問題点があった。

本発明は鋼組成及び製造条件を適切に制御することにより、高強度、高加工性を有するだけでなく、優れた溶融亜鉛メッキ特性を有する鋼板を製造する方法を提供することに、その目的がある。

以下、本発明について説明する。
本発明は、重量％で炭素：０．０５〜０．２５％、シリコン：０．１〜１．５％、硫黄：０．０２％以下、窒素：０．０１％以下、アルミニウム：０．０２〜２．０％、マンガン：１．０〜２．５％、リン：０．００１〜０．１％、アンチモン：０．００５〜０．１０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物で組成されるアルミニウムキルド鋼スラブを１０５０〜１３００℃で均質化処理した後、８５０〜９５０℃の仕上げ熱間圧延温度及び４００〜７００℃の巻取温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を製造した後、３０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延した後、焼鈍することを特徴とする溶融亜鉛メッキ特性に優れた高加工性高強度鋼板の製造方法に関する。

また、上記アルミニウムキルド鋼スラブにニオビウム：０．００１〜０．１０％、モリブデン：０．０５〜０．５％及びコバルト：０．０１〜１．０％からなるグループから選択された１種または２種以上がさらに添加されることが好ましい。

本発明によると、高強度、高加工性を有するだけでなく優れた溶融亜鉛メッキ特性を有する鋼板を提供することが出来る。

以下、本発明について詳しく説明する。
本発明では低炭素アルミニウムキルド鋼に必須として添加され強度及び延性を向上させるが、多量添加されるとき表面濃化層により溶融亜鉛メッキ性を阻害させる元素であるシリコンの添加量を適正化し、少量のアンチモンを添加することにより、シリコンの添加によって形成される表面酸化物を改質して溶融亜鉛メッキの時に溶融亜鉛の濡れ性を向上させ溶融亜鉛メッキ特性を向上させる。

また、本発明ではシリコン添加量の下向による強度補償のために炭素、マンガン、または追加でニオビウム、モリブデン及びコバルトのうち１種または２種以上の添加量を適切に調節して引張強度５９０ＭＰａ級以上の高強度を確保する。

また、本発明では連続溶融亜鉛メッキ熱処理の後、最終的に炭素の濃度が極めて低いフェライト相に残留オーステナイト相を分布させて高い引張強度であるにも係わらず伸び及び加工硬化指数（ｎ）を向上させる。

即ち、本発明によると、シリコンの添加量を下向化し、少量のアンチモンを添加し、シリコン添加量の下向による強度補償のために、炭素及びマンガンの添加量、または追加でニオビウム、モリブデン及びコバルトのうち１種または２種以上の添加量を適切に調節し、連続溶融亜鉛メッキ熱処理の後、最終的に炭素の濃度が極めて低いフェライト相に残留オーステナイト相を分布させるようにすることにより、加工性に優れ強度が高いだけでなく溶融亜鉛メッキ特性に優れた鋼板を製造することができ、このように製造された鋼板は溶融亜鉛メッキ鋼板の素地金属として適切に使用されることが出来る。

以下、上記成分及び成分範囲の制限事由について説明する。
上記炭素（Ｃ）は、２相域焼鈍、徐冷及び急冷するとき、オーステナイト相に濃化され、ベイナイト域でオーステンパするときオーステナイト相に濃化されてオーステナイト相のマルテンサイト変態温度を常温以下に低めることに寄与する。

そして、上記炭素自体に固溶強化効果があり、炭素の添加量は第２相の分率に影響を与える。

即ち、炭素の添加量が増加すると残留オーステナイトの量が増加し、これによってマルテンサイト量が増加して強度及び延性を向上させる。

炭素（Ｃ）の量が０．０５重量％（以下％とする）未満になると結晶粒が成長するだけでなく、炭素による固溶強化効果と析出強化効果が減少するため十分な引張強度が確保できない。

そして、通常の連続焼鈍工程で形成された残留オーステナイトの量が少ないため強度及び延性向上に寄与する程度が少ない。
従って、炭素の添加量は０．０５％以上にならなければならない。

本発明では固溶強化効果の大きいシリコンの添加量が減少したため、十分な強度の確保のためには多量の炭素の添加が必要であるが、炭素の量が０．２５％を超えると固溶強化効果と残留オーステナイトの量の増加により引張強度が増加するが、多量の残留オーステナイトの形成による耐遅れ破壊のような現象が現れる。

また、炭素の添加量が多すぎると、溶接性が大きく劣る。
従って、炭素の添加量は０．０５％〜０．２５％に制限することが好ましい。

上記マンガン（Ｍｎ）は２相域焼鈍で形成されたオーステナイト相のフェライト変態を遅延させる効果があり、固溶強化の効果があるため添加量が適切に調節されなければならない。

マンガンの添加量が１．０％未満の場合には、オーステナイトからパーライトへの変態を十分抑えることが出来ないため、最終の鋼板組織でパーライトが形成されて延性及び強度が減少する。

さらに、マンガンは固溶強化の効果が大きいため、十分な引張強度を確保するためには、上記マンガンの添加量は１．０％以上にならなければならない。

しかし、マンガンの添加量が２．５％を超える場合には硬化能が高すぎるため、鋼の強度が大きく増加して加工性が減少し、鋼の溶接性が悪くなる。
従って、マンガンの添加量は２．５％以下に制限することが好ましい。

上記シリコン（Ｓｉ）は固溶強化の効果により鋼の強度を向上させ、フェライト相から炭素を除去して鋼の延性を向上させる効果がある。

また、シリコンはベイナイト変態するとき炭化物の生成を抑制して、オーステナイト相へ炭素濃化を促進させることにより、延性向上に有利な残留オーステナイト相の形成に大きく役立つ。
従って、シリコンの添加量は０．１％以上にならなければならない。

しかし、シリコンの添加量が増加すると熱間圧延するとき鋼板の表面にシリコン酸化物が形成されて酸洗性を悪くするという短所がある。

また、シリコンは連続溶融メッキ工程で２相域焼鈍する時に鋼板の表面に濃化され、溶融メッキするときの鋼板の表面に対する溶融亜鉛の濡れ性を減少させるためメッキ性を減少させる。

さらに、多量のシリコンの添加は鋼の溶接性を大きく低下させる。
従って、シリコンの添加量は１．５％以下に制限しなければならない。

リン（Ｐ）は固溶強化元素として添加される場合があるが、本発明ではオーステンパ工程で形成される炭化物の生成を抑制し、強度を増加させるために添加される。

即ち、本発明で添加されるリンはシリコンと同じ役割をする。
従って、リンの添加が少なすぎると残留オーステナイト相に濃化される炭素の量が十分ではないため、残留オーステナイトの安定度が低く延性が減少する。

従って、本発明においてリンの添加量は０．００１％以上にならなければならない。

しかし、リンの添加量が０．１％を超えると溶接性が悪化し、連鑄の際に起きる中心偏析によって部位別に鋼の材質の偏差が大きくなるという短所がある。
従って、リンの添加量は０．１％以下に制限する。

上記アルミニウム（Ａｌ）は、通常、鋼の脱酸のために添加されるが、本発明では脱酸と共に延性を向上させるために添加される。

本発明においてアルミニウムは、シリコン及びリンと類似な役割をし、その添加量は０．０２〜２．０％に制限する。

本発明ではシリコンの添加量が多すぎると、鋼板の溶融メッキ性及び溶接性を大きく悪化させるという短所があるためシリコンの添加量を減少させ、炭化物形成の抑制元素であるリンとアルミニウムを適正量添加して同じ効果を得ることが出来た。

さらに、アルミニウムは溶融亜鉛メッキ性にも有利な元素であるため、本発明ではシリコン、アルミニウムとリンの添加量を適切に選んだ。

上記アンチモン（Ｓｂ）は本発明において重要な元素であり、ＭｎＯ、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３などの表面濃化の発生を抑制し、形成された酸化物の性状を変化させ溶融亜鉛の鋼板に対する濡れ性を向上させるのに大きな役割をする。

上記の効果を得るためには、その含量が少なくとも０．００５％以上必要である。しかし、特定の限度以上に添加される場合は所定の効果を得ることが出来ないため、その上限は０．１０％に制限する。

上記ニオビウム（Ｎｂ）は鋼の強度を向上させるため添加される元素で、結晶粒微細化と析出強化効果によってメッキ性が劣化することなく鋼の強度を大きく増加させる。

その添加量が０．００１％未満の場合には、形成される析出物の量が少ないため強度の増加に大きく影響することは出来ない。

しかし、その添加量が０．１％を超える場合には、熱処理条件によって析出物が粗大に析出されたり、微細な析出物が多量に生成されて材質のバラツキが大きくなり、加工性が大きく減少するという短所がある。

従って、上記ニオビウム（Ｎｂ）の添加量は０．００１〜０．１％に制限することが好ましい。

上記モリブデン（Ｍｏ）も鋼の強度を向上させるために添加される元素で、高温焼鈍時に酸化物の形成を抑制するので、溶融メッキ時に溶融亜鉛の鋼板に対する濡れ性を向上させる。

上記効果を得るためには、その含量が少なくとも０．０５％以上必要であるが、特定の限度以上に添加される場合、鋼の伸び率が大きく減少するため、その上限は０．５％に制限する。

上記コバルト（Ｃｏ）も鋼の強度を向上させるため添加される元素で、高温焼鈍時に酸化物形成を抑制するので、溶融メッキ時に溶融亜鉛の鋼板に対する濡れ性を向上させる。

上記効果を得るためには、その含量は０．０１％以上必要であるが、特定の限度以上に添加される場合、鋼の伸び率が大きく減少するため、その上限は１．０％に制限する。

一般的に、硫黄（Ｓ）は鋼の製造時に不可避に含有される元素で、その含量は０．０２％以下に制限する。

上記窒素（Ｎ）も鋼の製造時に不可避に含有される元素で、その含量は０．０１０％以下に制限する。

以下、本発明の製造条件について説明する。
上記のように組成される鋼スラブを１０５０〜１３００℃程度に再加熱して均質化処理を実施した後、Ａｒ_３温度直上の８５０〜９５０℃の範囲で通常の条件で仕上げ熱間圧延を実施した後、４００〜７００℃で巻取する熱間圧延を実施する。

上記熱延巻取温度が低すぎると熱延鋼板で強度の高い第２相が生成されて熱延鋼板の強度が上昇し、熱間圧延の後に鋼板の形状が悪くなるため冷間圧延を難しくする。
従って、上記熱延巻取温度を４００℃以上に制限する。

一方、上記熱延巻取温度が高すぎると熱延鋼板に粗大なパーライトが形成されて焼鈍過程で再溶解が起こりにくいため、均一な組織の焼鈍鋼板を得ることができず、その結果、冷延鋼板の加工性を減少させるだけでなく、焼鈍温度を増加させなければならないという短所がある。
従って、熱延巻取温度の上限は７００℃に制限する。

上記のように熱間圧延が終わると鋼板の形状と厚さを合わせるため冷間圧延を実施する。

上記冷間圧延時の圧下率は３０〜８０％が好ましい。
上記のように冷間圧延された鋼板を２相域の区間で連続焼鈍を実施する。
この際、焼鈍温度が低すぎると十分な加工性を確保することが困難で、低温でオーステナイト相を維持することが出来るほどのオーステナイトへの変態が十分起きないため焼鈍温度は７００℃以上に制限する。

さらに、熱間圧延段階で形成されたパーライトを完全に再溶解させて冷却中に第２相が均一に分布するようにするためにも７００℃以上の高温焼鈍が必要である。

しかし、焼鈍温度が８７０℃を超えるとオーステナイトに完全に変態が起きた後、冷却過程で再度フェライトへと変態が起きるため、残留オーステナイトの炭素濃化が低く、針状に発達して伸び率が減少する。
従って、焼鈍温度の上限は８７０℃に制限する。

上記のように高温焼鈍した後、６２０〜７００℃まで徐冷することが好ましい。

この際、冷却速度は１〜７℃／ｓｅｃを維持することにより十分な量のフェライトが確保でき、加工性を増加させる。

また、４５０〜３５０℃の区間で１０秒以上維持した後、溶融亜鉛メッキを実施することが好ましい。

以下、実施例を通して本発明をさらに具体的に説明する。
下記の表１のように組成される鋼スラブを１２５０℃の加熱炉で１時間維持した後、熱間圧延を実施した。

この際、熱間圧延仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６２０℃とした。
熱間圧延を施した鋼板に対して酸洗いを実施し、冷間圧下率を５０％にして冷間圧延を実施した。

冷間圧延された鋼板を、焼鈍温度を８００℃にし溶融亜鉛メッキ浴槽の温度を４６０℃にして連続溶融亜鉛メッキ熱処理を実施した。

連続溶融亜鉛メッキ熱処理の後、万能引張試験機を用いて引張試験を実施し、その結果を下記の表２に表した。

上記表２に示されたように、発明鋼（１〜１１）は引張強度５９０ＭＰａ以上、伸び率２５％以上を表すことが分かる。

このような結果から、本発明によると、様々な部材やピラーのような自動車の構造部材に用いる材料に適切な材質を確保することが出来るということが分かる。

比較鋼１２は、マンガンの添加量を減少させ、硬化能が大きい元素であるモリブデンを多量添加したもので、引張強度及び伸び率が低く、よって、高強度構造部材用としては適していない。

比較鋼１３は、アルミニウム、ニオビウムなどが十分添加され強度及び延性には優れるものの、アンチモン（Ｓｂ）が添加されていないため溶融メッキの品質が良くなく、よって、高い防錆性を必要とする自動車の構造部材用材料としては適していない。

比較鋼１４は、自動車の高強度構造部材用材料に適した強度と延性は確保できるが、多量のシリコンが添加されたため溶融メッキ材の素地鋼板として使用できない。

さらに、高温焼鈍のとき焼鈍炉内で鋼板の表面が脱落してハースロール（Ｈｅａｒｔｈｒｏｌｌ）に付着して後続コイルにデント（ｄｅｎｔ）欠陥を発生させる恐れがある。

Claims

重量％で、炭素：０．０５〜０．２５％、シリコン：０．１〜１．５％、硫黄：０．０２％以下、窒素：０．０１％以下、アルミニウム：０．０２〜２．０％、マンガン：１．０〜２．５％、リン：０．０２２〜０．１％、アンチモン：０．００５〜０．１０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避な不純物で組成されるアルミニウムキルド鋼スラブを１０５０〜１３００℃で均質化処理した後、８５０〜９５０℃の仕上げ熱間圧延温度及び４００〜７００℃の巻取温度の条件で熱間圧延して熱延鋼板を製造した後、３０〜８０％の冷間圧下率で冷間圧延した後、焼鈍することを特徴とする溶融亜鉛メッキ特性に優れた高加工性高強度鋼板の製造方法。
前記アルミニウムキルド鋼スラブに、ニオビウム：０．００１〜０．１０％、モリブデン：０．０５〜０．５％及びコバルト：０．０１〜１．０％からなるグループから選択された１種または２種以上がさらに添加されることを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛メッキ特性に優れた高加工性高強度鋼板の製造方法。