JP4956998B2 - 成形性に優れた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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Description
(1)質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:1.4%以下(0%を含む)、Mn:0.08〜3%、P:0.003〜0.1%、S:0.07%以下、Al:0.1〜2.5%、Cr:0.1〜0.5%、N:0.007%以下、Si+Al≧0.5%であって、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
残留オーステナイトを体積分率で3%以上含み、かつ、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比が2.5以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
(2)上記(1)において、質量%で、V:0.005〜2%、Mo:0.005〜2%から選ばれる1種または2種の元素をさらに含有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
(3)上記(1)または(2)において、質量%で、Ti:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.1%、B:0.0003〜0.005%、Ni:0.005〜2.0%、Cu:0.005〜2.0%から選ばれる1種または2種以上の元素をさらに含有する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
(4)質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:1.4%以下(0%を含む)、Mn:0.08〜3%、P:0.003〜0.1%、S:0.07%以下、Al:0.1〜2.5%、Cr:0.1〜0.5%、N:0.007%以下、Si+Al≧0.5%であって、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼板を、700〜900℃の第一温度域で180〜600秒間焼鈍した後、5℃/秒以上の冷却速度で360〜490℃の第二温度域まで冷却し、前記第二温度域での保持時間を下記の(1)式に基づいて制御することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5≦t≦200−0.003×(T−350)2 ・・・(1)
ただし、tは360〜490℃の温度域に保持される全時間(秒)であり、Tは360〜490℃の温度域に保持される全時間における平均温度(℃)である。
(5)上記(4)において、前記鋼板は、質量%で、V:0.005〜2%、Mo:0.005〜2%から選ばれる1種または2種の元素をさらに含有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(6)上記(4)または(5)において、前記鋼板は、質量%で、Ti:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.1%、B:0.0003〜0.005%、Ni:0.005〜2.0%、Cu:0.005〜2.0%から選ばれる1種または2種以上の元素をさらに含有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
まず、本発明に至った経緯について説明する。図1はオーステンパ時間とTS×T.Elバランスの関係を示す図である。A鋼はCr含有量が0.3%の鋼であり、一方、B鋼はCr無添加鋼である。図1に示すように、A鋼はB鋼と比較して、短時間のオーステンパ処理でも優れた機械特性が得られている。また、A鋼はオーステンパ処理を長時間行った場合も、優れた特性の状態で安定しているのに対し、B鋼ではオーステンパ処理時間の増加にともなって機械特性が向上した後、さらに長時間のオーステンパ処理を行うと特性が低下しており、優れた特性が得られる範囲が狭いことがわかる。短時間のオーステンパ処理で特性確保が可能ということは、長時間のオーステンパ処理ができないCGLラインでの製造時において、通板速度を低下させることなく製造可能なことを示しており、量産性(生産性)の面で有利である。また、鋼板を実機にて製造する際には、同一の鋼種であっても板厚の違い等により通板速度を変化させる場合があるが、機械特性がオーステンパ時間によって大きく変化しないということは、鋼板量産時の機械特性の安定性を確保する面から有利である。
Cは、オーステナイトを安定化させる元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。C量が0.05%未満では、製造条件の最適化を図ったとしても、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、所定の特性を引き出すことが難しくなる。一方、C量が0.3%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。こうした観点から、C含有量を0.05〜0.3%の範囲内とする。好ましくは、0.05〜0.2%である。
Si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、オ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、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあるので、複合組織鋼およびTRIP鋼に添加されることが多い。一方、Siの過剰添加は、フェライト中への固溶量の増加による加工性、靱性の劣化、赤スケール等の発生による表面性状や溶融めっきを施す場合はめっき付着・密着性の劣化を引き起こす。したがって、Si含有量を1.4%以下(0%を含む)とする。
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、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積の増加に必要な元素である。この効果は、Mnが0.08%以上で得られる。一方、Mnを3%を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大や固溶強化による強度上昇が著しくなる。したがって、Mn含有量を0.08〜3%とする。
Pは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は含有量が0.003%以上で得られる。しかし、0.1%を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。したがって、P含有量を0.003〜0.1%とする。
Sは、MnS等の介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので、極力低い方がよいが、製造コストの面から、S含有量を0.07%以下とする。
Alは、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのCの濃化促進および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。また、Alは、Siによるめっき性およびめっき表面性状の劣化を抑制する働きがあり、この効果は、Al≧0.1%で得られる。このように、Alは複合組織鋼およびTRIP鋼に多量に添加される場合があるが、過剰な添加はフェライトの脆化を招き、材料の強度−延性バランスを劣化させることになる。また、2.5%を超えて添加すると、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、Al含有量を0.1〜2.5%とする。
Crは、フェライト生成元素であり、オーステナイト中へのCの濃化促進および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。Crを適当量添加した場合、オーステナイトが比較的塊状に近い場合においても良好な強度−延性バランスが得られ、高延性と高伸びフランジ性を両立可能となる。この効果は、Crを0.1〜0.5%添加することにより得られるので、Cr含有量を0.1〜0.5%とする。
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、0.007%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、N含有量を0.007%以下とする。
上述したように、SiおよびAlはともにフェライト生成元素であり、残留オーステナイトの生成を促進する働きがあるが、この作用を得るためには、Si+Al≧0.5%とする必要がある。このため、Si+Al≧0.5%とする。
V:0.005〜2%
Vは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制するため、必要に応じて添加することができる。この効果は、含有量が0.005%以上で得られる。しかし、2%を超えて添加すると、フェライト量が過少となり、加工性が低下する。したがって、Vを添加する場合にはその含有量を0.005〜2%とする。
Moは、耐遅れ破壊性等に有効であるため、必要に応じて添加することができる。この効果は含有量が0.005%以上で得られる。しかし、含有量が2%を超えると、加工性が低下するようになる。したがって、Moを添加する場合にはその含有量を0.005〜2%とする。
Ti:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.1%
Ti,Nbは、鋼の析出強化に有効であるため、必要に応じて添加することができる。この効果は含有量がそれぞれ0.01%以上の場合に得られ、本発明で規定した範囲内であれば、鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、Tiでは0.5%、Nbでは0.1%を超えて添加すると、加工性および形状凍結性が低下する。したがって、Tiを添加する場合にはその含有量を0.01〜0.5%とし、Nbを添加する場合にはその含有量を0.01〜0.1%とする。
Bはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制する作用を有するため、必要に応じて添加することができる。その効果は、含有量が0.0003%以上で得られる。しかし、0.005%を超えて添加すると、フェライト量が過少となり、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含有量を0.0003〜0.005%とする。
Ni,Cu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。その効果はそれぞれ0.005%以上で得られる。しかし、それぞれ2.0%を超えて添加すると鋼板の延性を低下させる。したがって、Niを添加する場合およびCuを添加する場合にはいずれもその含有量を0.005〜2.0%とする。
成形時における残留オーステナイトの歪誘起変態を有効に活用するためには、体積分率で3%以上必要であるため、残留オーステナイトを体積分率で3%以上とする。
残留オーステナイト粒のアスペクト比を増加させすぎると、伸びフランジ性が劣化するため、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比を2.5以下とする。
上記化学成分組成を有する鋼板を、まず700〜900℃の第一温度域、具体的には、オーステナイト単相域もしくはオーステナイト相とフェライト相の2相域で、15〜600秒間焼鈍する。焼鈍温度が700℃未満の場合や焼鈍時間が15秒未満の場合には、鋼板中の炭化物が十分に溶解しないことや、フェライトの再結晶が完了せず目標となる特性が得られないことがある。一方、焼鈍温度が900℃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二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。また、焼鈍時間が600秒を超える場合には、多大なエネルギー消費に伴うコスト増の問題が生じる。
5≦t≦200−0.003×(T−350)2 ・・・(1)
ただし、tは360〜490℃の温度域に保持される全時間(秒)、Tは360〜490℃の温度域に保持される全時間における平均温度(℃)である。
(1)式に基づいて制御することにより、安定して3%以上の残留オーステナイトを確保し、かつ残留オーステナイト粒の平均アスペクト比を2.5以下とすることが可能であることがわかる。
表1に示す化学成分の鋼を溶製して得た鋳片を熱圧、酸洗、冷間圧延によって1.2mm厚の冷延鋼板とした。その後、表2,3に示す条件で熱処理後、463℃の亜鉛めっき浴で目付け量50/50g/m2のめっきを施し、めっき層のFe%を9質量%となるように合金化処理を施した。得られた鋼板に対しては、0.3%の調質圧延を施した。なお、鋼材のN量は、0.0020〜
0.0060質量%であった。
限界穴拡げ率λ(%)={(Df−D0)/D0}×100・・・(2)
但し、Df:亀裂発生時の穴径(mm),D0:初期穴径(mm)
Claims (6)
- 質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:1.4%以下(0%を含む)、Mn:0.08〜3%、P:0.003〜0.1%、S:0.07%以下、Al:0.1〜2.5%、Cr:0.1〜0.5%、N:0.007%以下、Si+Al≧0.5%であって、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
残留オーステナイトを体積分率で3%以上含み、かつ、残留オーステナイト粒の平均アスペクト比が2.5以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 質量%で、V:0.005〜2%、Mo:0.005〜2%から選ばれる1種または2種の元素をさらに含有することを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、Ti:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.1%、B:0.0003〜0.005%、Ni:0.005〜2.0%、Cu:0.005〜2.0%から選ばれる1種または2種以上の元素をさらに含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:1.4%以下(0%を含む)、Mn:0.08〜3%、P:0.003〜0.1%、S:0.07%以下、Al:0.1〜2.5%、Cr:0.1〜0.5%、N:0.007%以下、Si+Al≧0.5%であって、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼板を、700〜900℃の第一温度域で180〜600秒間焼鈍した後、5℃/秒以上の冷却速度で360〜490℃の第二温度域まで冷却し、前記第二温度域での保持時間を下記の(1)式に基づいて制御することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
5≦t≦200−0.003×(T−350)2 ・・・(1)
ただし、tは360〜490℃の温度域に保持される全時間(秒)であり、Tは360〜490℃の温度域に保持される全時間における平均温度(℃)である。 - 前記鋼板は、質量%で、V:0.005〜2%、Mo:0.005〜2%から選ばれる1種または2種の元素をさらに含有することを特徴とする請求項4に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、質量%で、Ti:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.1%、B:0.0003〜0.005%、Ni:0.005〜2.0%、Cu:0.005〜2.0%から選ばれる1種または2種以上の元素をさらに含有することを特徴とする請求項4または請求項5に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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