説明

合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

【課題】引張強度が780MPa以上であって降伏比に優れる溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、この鋼板は、質量%で、C:0.065%以上0.12%以下、Si:0.001%以上0.2%以下、Mn:2.0%超2.7%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.001%以上0.25%以下、Ti:0.12以上0.30%以下、N:0.01%以下およびO:0.01%以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が3.0%以下である鋼組織を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。

【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、特に、自動車の車体のように耐衝突特性、その中でも、従来困難であった降伏比の高い機械特性が必要不可欠となる用途に好適な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、地球環境保護のために、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と乗員の安全性確保のために、780MPa以上の引張強度を有する鋼板、特に、耐食性を必要とする部品に対して、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板のニーズが高まっている。
【0003】
自動車用部品に適用される高強度鋼板において、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性だけでなく、引張強度以外の強度特性も満足されなければならない。例えば、前方部の衝突時にキャビンを保護するための耐衝突部品は、部品の変形によってキャビンに伝達される衝撃が緩和される。このため、衝突時の衝撃緩和の観点で理想的な圧壊挙動を有する、具体的には、降伏強度の高い鋼板が必要になる。すなわち、引張強度が同等の場合、降伏比の高い鋼板によって作製された部品が衝突特性に優れる。
【0004】
一般的に、引張強度を上昇させることに比べて、降伏強度を上昇させることは困難である。この原因は、780MPa以上の引張強度を有する鋼板はフェライトを母相とし、マルテンサイト等の硬質相で強化された組織であり、その硬質相の生成によって、可動転位が軟質なフェライト中に導入され、転位の集団運動に必要な応力が低いことに因る。しかし、鋼板の組織制御によって、引張強度と降伏強度を同時に上昇させることは可能である。
【0005】
例えば、非特許文献1は、組織制御方法によって、鋼板の引張強度と降伏強度のバランスが異なり、析出強化鋼板(微細な析出物で強化した鋼板)、ベイナイト鋼板(ベイナイト組織で強化した鋼板)、マルテンサイト鋼板(マルテンサイト単相組織の鋼板)の降伏強度は高く、その降伏比が高いという知見を開示している。また、非特許文献2は、引張強度が同程度のフェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板において、マルテンサイトの体積率の増加に伴い、降伏比が上昇するという実験結果を開示している。また、非特許文献3は、析出強化を積極的に活用することによって、780MPa以上の引張強度と700MPa以上の降伏強度を達成した降伏比の高い鋼板を開示している。
【0006】
しかし、従来知見の殆どにおいて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスは考慮されていない。非特許文献1は、溶融亜鉛めっきラインと異なる熱処理で製造される冷延鋼板に関するものであり、非特許文献2は、焼入れ、焼戻し処理で製造される鋼板に関するものであり、非特許文献3は、析出強化に寄与するTiとMo等のマイクロアロイを一旦固溶させる熱処理で製造される熱延鋼板に関するものであった。
【0007】
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおいて、再結晶焼鈍温度は750〜950℃であり、780MPa以上の引張強度を達成するために必要な量のマイクロアロイを固溶させる条件、具体的には、スラブ加熱温度の下限に相当する1220℃より遥かに低い。したがって、前述した熱延鋼板のように、マイクロアロイで構成される析出物の分散強化だけによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度を高めることは困難である。
【0008】
また、再結晶焼鈍から冷却する場合、約455℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、浸漬後に、460〜600℃まで再加熱するという合金化処理が施される。すなわち、この製造プロセスにおいて、冷却はベイナイト変態温度域で一旦中断され、鋼板は恒温に近い状態で熱処理される。したがって、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、その鋼板はベイナイトを含む組織になりやすい。しかし、冷却停止から合金化処理までの所要時間は短いので、鋼の一部だけがベイナイトになり、その残部はオーステナイトやマルテンサイトになる。これらのオーステナイトやマルテンサイトは、ベイナイトの部分的な生成によって、それらのC(炭素)濃度は極めて高くなっているので、焼鈍したまま、もしくは、降伏強度に至る変形初期において、極めて硬質な組織になる。このような硬質な組織が部分的に混在すると、可動転位が鋼中の軟質領域に導入され、降伏強度は高くならず、降伏比は低くなる。すなわち、高強度合金化溶融めっき鋼板を製造するための熱処理条件において、オーステナイトや硬いマルテンサイトを含まない降伏比の高い鋼板を生産することは極めて困難であった。そこで、合金化溶融めっき鋼板における強度特性、特に、降伏比の制御に対して、化学組成や加工熱処理の組み合わせを工夫した組織制御方法が検討された。
【0009】
例えば、特許文献1は、鋼板にTiとNbを積極的に添加し、さらに、MnやCr等、焼入れ元素の添加量を制限し、二相域(フェライトとオーステナイトの二相共存温度域)で焼鈍し、組織を微細化したフェライトとパーライトの複相にすることによって、780MPa以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、Tiを添加した鋼を二相域で焼鈍すると、引張強度の焼鈍温度依存性が大きくなる。すなわち、所望の強度特性を安定して確保することが困難になり、そのような技術は量産に適さない。
【0010】
特許文献2は、鋼板にMo、NiやCuを積極的に添加し、焼鈍温度条件を最適化し、固溶Nを高め、組織を微細にすることによって、780MPa以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、高価なMo、NiやCuを多量に添加するので、製造コストが極めて高くなる。さらに、780MPa以上の引張強度を有する鋼板は、二回の焼鈍工程で製造されているので、ラインの生産性が阻害される。
【0011】
特許文献3は、鋼板にTi、Nb、MoおよびBを添加し、さらに、それらの量を制御し、焼鈍温度条件を最適化し、ベイナイト変態を促進させ、組織におけるベイナイトまたはベイニティックフェライトの割合を高めることによって、780MPa以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、Siを多量に添加するので、鋼板に不めっき部が発生しやすくなり、耐食性を安定して確保することが困難になる。
【0012】
特許文献4は、鋼板にBを添加し、Mnの添加量を制限し、熱延の巻取り温度や焼鈍温度条件等を最適化し、未再結晶フェライトを均一分散させ、組織におけるマルテンサイトやベイナイトの割合を低めることによって、780MPa以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、未再結晶フェライトを含むので、靭性が劣化するので、そのような技術は衝突特性を必要とする部品製造に適さない。さらに、未再結晶を含む組織の場合、それが残存する焼鈍温度域において、引張強度の焼鈍温度依存性が極めて大きく、所望の強度特性を安定して確保することが困難になる。
【0013】
特許文献5は、鋼板にTi、MoとVを積極的に添加し、熱延の巻取り温度や焼鈍温度条件等を最適化し、組織を微細な炭窒化物で強化されたフェライト主体にすることによって、980MPa以上の引張強度を有し、降伏比の高い鋼板を開示している。しかし、高価なVを多量に添加するので、製造コストが極めて高くなる。さらに、V系の析出物で強化した組織の場合、それらを安定して析出させることは困難であり、引張強度の焼鈍温度依存性が大きいと推定され、所望の強度特性を安定して確保することが困難になる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0014】
【特許文献1】特開平10−273754号公報
【特許文献2】特開2001−303180号公報
【特許文献3】特開2005−105367号公報
【特許文献4】特開2008−156680号公報
【特許文献5】特開2008−174802号公報
【非特許文献】
【0015】
【非特許文献1】ハイテンハンドブック,日本鉄鋼協会,(2008),p.46
【非特許文献2】ISIJ International,44(2004),No.3,p.603−609
【非特許文献3】ISIJ International,44(2004),No.11,p.1945−1951
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0016】
本発明の課題は、前述したように、従来の技術で製造することが困難であった、引張強度が780MPa以上であり、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することである。本発明の鋼板においては、降伏比の目標値は75%以上である。なお、本発明において、「降伏比」とは、降伏点が現れる場合には降伏点を引張強度で除した値を、降伏点が現れない場合には0.2%耐力を引張強度で除した値をいう。
【課題を解決するための手段】
【0017】
本発明は、降伏比および降伏強度を低下させるC濃度の高いマルテンサイトやオーステナイトの生成を抑制し、さらに、引張強度を増加させるように、従来の鋼板に比べて、より多量のTiを適正な範囲で鋼に含有させ、さらに、C量とMn量を特定の範囲に制御し、その化学組成に対する最適な製造条件を見出すことによって、引張強度が780MPa以上であり、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができるという知見に基づく。従来の技術において、そのような鋼板を安定して製造することは困難であった。
【0018】
本発明は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、この鋼板は、C:0.065%以上0.12%以下(本明細書においては特に断りがない限り組成に関する「%」は「質量%」を意味するものとする)、Si:0.001%以上0.2%以下、Mn:2.0%超2.7%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.001%以上0.25%以下、Ti:0.12以上0.30%以下、N:0.01%以下およびO:0.01%以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が3.0%以下である鋼組織を有し、引張強度が780MPa以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【0019】
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量%で、Nb:0.2%以下をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量%で、Cr:0.1%以下、Mo:0.1%以下、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下およびV:0.1%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有することが好ましい。
【0020】
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量%で、Ca:0.01%以下、Mg:0.01%以下、REM:0.01%以下、Zr:0.01%以下およびBi:0.01%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有することが好ましい。
この本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、化学組成が、質量%で、B:0.002%以下をさらに含有することが好ましい。
【0021】
別の観点から、本発明は、下記工程(A)〜(C)を備えることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
(A)前述した本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度を1220℃以上1300℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程;
(B)前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(C)前記冷延鋼板に、Ac点以上950℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて500秒間以下保持した後に、460℃以上600℃以下、かつ、[亜鉛めっき浴温度+40℃]以上の温度域で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【発明の効果】
【0022】
本発明によって、引張強度が780MPa以上であり、かつ降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を量産することが可能になる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用することが可能である。
【発明を実施するための形態】
【0023】
1.化学組成
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成を前述のように規定した理由を説明する。
【0024】
(C:0.065%以上0.12%以下)
Cは強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を780MPa以上にするために、0.065%以上含有させる。しかし、0.12%を超えてCを含有させると、硬質な組織が混在するようになり、降伏比が低下する。このため、C含有量は0.065%以上0.12%以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、C含有量は0.075%以上0.105%以下であることが好ましい。
【0025】
(Si:0.001%以上0.2%以下)
Siは強度向上に寄与する元素であり、本発明において、0.001%以上含有させる。しかし、0.2%を超えてSiを含有させると、鋼板に不めっき部が発生し、耐食性が劣化する。このため、Si含有量は、0.001%以上0.2%以下とする。なお、好ましくは、Si含有量は0.05%以上0.15%以下であり、このようにSi量を制御することによって、めっきの密着性が向上し、プレス成形によるパウダリングやフレーキング発生を防止することが可能になる。
【0026】
(Mn:2.0%超2.7%以下)
Mnは強度向上に著しく寄与する元素であり、鋼板の引張強度を780MPa以上にするために、2.0%を超えて含有させる。また、Mnはベイナイト変態を遅らせるが、C量、Ti量やNb量のバランス、溶融亜鉛めっき条件の最適化によって、比較的多量のMnを含む鋼においても、マルテンサイトの生成が十分に抑制される。しかし、2.7%を超えてMnを含有させると、マルテンサイトが生成し、降伏比が低下する。このため、Mn含有量は2.0%を超えて2.7%以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Mn含有量は2.0%を超えて2.6%以下であることが好ましい。
【0027】
(P:0.1%以下)
Pは不純物として含有される元素であるが、強度向上に寄与する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、0.1%を超えてPを含有させると、溶接性が著しく劣化する。このため、P含有量は0.1%以下とする。なお、好ましくは、P含有量は0.005%以上0.025%以下であり、このようにP量を制御することによって、より確実に鋼板を強化することとパウダリング等のめっき不良を防止することが可能になる。
【0028】
(S:0.01%以下)
Sは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、S含有量は0.01%以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、0.005%以下である。さらに好ましくは、0.0015%以下である。
【0029】
(sol.Al:0.001%以上0.25%以下)
Alは鋼を脱酸して、Ti等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる元素である。Ti系、Nb系、またはTi−Nb複合系の酸化物の生成を抑制するために、sol.Al含有量は0.001%以上とする。しかし、0.25%を超えてsol.Alを含有させると、鋼板に不めっき部が発生し、耐食性が劣化する。このため、sol.Al含有量は、0.001%以上0.25%以下とする。なお、好ましくは0.02%超0.2%以下、さらに好ましくは0.02%超0.08%以下である。
【0030】
(N:0.01%以下)
Nは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、N含有量は0.01%以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、0.005%以下である。さらに好ましくは、0.004%以下である。
【0031】
(O:0.01%以下)
Oは不純物として不可避的に含有され、プレス成形性を著しく劣化させる元素である。このため、O含有量は0.01%以下とする。なお、その含有量が低いほど、成形性は向上し、好ましくは、0.005%以下である。さらに好ましくは、0.002%以下である。
【0032】
(Ti:0.12%以上0.30%以下)
Tiは微細な炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、強度向上に著しく寄与する元素である。また、前述したように、C量とMn量をバランスさせ、さらに、後述するような焼鈍条件、溶融亜鉛めっき、合金化処理条件を組み合わせることによって、マルテンサイトが生成し難くなり、引張強度が780MPa以上でありながら、高い降伏比も達成される。このような効果を発現させるために、Tiを0.12%以上含有させる。しかし、0.30%を超えてTiを含有すると、粗大な炭化物が形成され、引張強度が低下するだけでなく、その炭化物が転位源となり、降伏強度が著しく低下し、降伏比も低下する。このため、Ti含有量は0.12%以上0.30%以下とする。なお、より確実に前記効果を得るために、Ti含有量は0.14%以上0.24%以下であることが好ましい。
【0033】
(Nb:0.2%以下)
Nbは強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、0.2%を超えてNbを含有すると、切断面の性状が劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、Nbを前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、Nbを0.01%以上含有させることが好ましい。
【0034】
(Cr:0.1%以下、Mo:0.1%以下、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下およびV:0.1%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上)
Cr、Mo、Cu、NiおよびVは、いずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、0.1%を超えてそれぞれを含有させても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。このため、Cr、Mo、Cu、NiおよびVの1種または2種以上を前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、いずれかの元素を0.01%以上含有させることが好ましい。
【0035】
(Ca:0.01%以下、Mg:0.01%以下、REM:0.01%以下、Zr:0.01%以下およびBi:0.01%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上)
Ca、Mg、REM、ZrおよびBiは、いずれも、降伏比を低下させることなく、曲げ性や穴拡げ性等、プレス成形性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、0.01%を超えてそれぞれを含有させると、表面性状が劣化する。このため、Ca、Mg、REM、ZrおよびBiの1種または2種以上を前記の量で含有することが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、いずれかの元素を0.0005%以上含有させることが好ましい。
ここで、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、上記REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
【0036】
(B:0.002%以下)
Bは強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。ただし、0.002%を超えてBを含有させても、前記効果が飽和する。このため、B含有量は0.002%以下とすることが好ましい。なお、より確実に前記効果を得るために、0.0002%以上含有させることが好ましい。
【0037】
2.鋼組織
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織を前述のように規定した理由を説明する。
【0038】
(残留オーステナイトの面積率:3.0%以下)
前述した化学組成の本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを主相とする組織であり、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは極力含有しないことが好ましい。その中でも、オーステナイトは、焼鈍したまま、または、降伏強度に至る変形初期において、最も硬質な組織であり、残留オーステナイトの面積率が増加すると、降伏比が低下する。このため、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトは3.0%以下(0%の場合も含む)とする。そして、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率は20%以下とすることが好ましい。なお、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを明確に区別することが困難であるので、各々の面積率を規定することは困難である。フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの合計面積率は80%以上とすることが好ましい。
【0039】
3.製造方法
次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好適な製造方法を説明する。
前述した化学組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等で鋳造してもよい。この鋼素材に、熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず、温片のまま加熱炉に装入し、加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかに保熱した後に直ちに圧延する直接圧延するか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱し、圧延してもよい。
【0040】
(熱間圧延の開始温度:1220℃以上1300℃以下)
TiとNb等の微細析出物の分散によって、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強度と降伏強度は高められている。粗大な析出物を分散させず、鋼板の引張強度を780MPa以上にするとともに降伏比を高めるために、熱間圧延する前に、TiやNbを一旦固溶させる必要がある。このため、熱間圧延する前の加熱温度は1220℃以上とする。しかし、1300℃を超えて加熱すると、鋼素材の内部酸化が促進され、表面性状が著しく劣化する。このため、鋼素材の加熱温度は1220℃以上1300℃以下とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は1220℃以上1300℃以下である。なお、好ましくは、熱間圧延の開始温度は1240℃以上1280℃以下であり、このように温度を制限することによって、より確実に前記効果を得ることが可能になる。また、熱間圧延を開始するまでに、鋼素材を1220℃以上の温度域に30分間以上保持することが好ましい。このように鋼素材を高温に保持することによって、Mnの凝固偏析に起因する不均一組織が解消され、曲げ性等、プレス成形性が向上する。しかし、180分間を超えて保持しても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、180分間以下とすることが好ましい。
【0041】
(仕上げ圧延温度:800℃以上1000℃以下)
熱間圧延時の変形抵抗を小さくし、操業をより容易にするために、仕上げ圧延温度を800℃以上とすることが好ましい。しかし、1000℃を超えて仕上げ圧延すると、スケール疵が発生しやすくなり、表面性状が著しく劣化する。このため、仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、850℃以上950℃以下である。
【0042】
(熱延巻取り温度:750℃以下)
鋼板の酸化を抑制し、良好な表面性状を確保するために、熱延巻取り温度を750℃以下とすることが好ましい。しかし、200℃未満で巻取ると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後に、冷間圧延することが困難になる。このため、熱延巻取り温度を200℃以上750℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、500℃以上630℃以下である。
【0043】
なお、熱間圧延工程において、特性変動を抑制するために、粗圧延の後に、仕上げ圧延する前の粗バーに誘導加熱等を施すことによって、粗バー全長の温度均一化を図ることが好ましい。
【0044】
前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、酸洗等の常法によって、脱スケール処理を施し、その後に、冷間圧延が施し、冷延鋼板とする。この場合、熱間圧延および冷間圧延における総圧下率を95%以上とすることが好ましい。ここで、総圧下率は次式で算出される。
総圧下率(%)={1−(冷延鋼板の板厚)/(熱間圧延に供するスラブの板厚)}×100
【0045】
総圧下率を大きくすると、板厚方向に分布するMn偏析帯が薄くなり、曲げ性や穴拡げ性等、プレス成形性が向上する。なお、連続焼鈍後の鋼組織を均一にするために、冷間圧延の総圧下率を30%以上とすることが好ましい。また、鋼板の平坦性を確保するために、酸洗の前もしくは後に、圧下率5%以下の圧延を施し、形状を修正することが好ましい。また、このような軽度の圧延を酸洗の前に施すことによって、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、表面性状が向上する。
【0046】
前記熱間圧延工程および冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、Ac点以上950℃の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて500秒間以下保持した後に、460℃以上600℃以下、かつ、[亜鉛めっき浴温度+40℃]以上の温度域で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。それらの鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインで、焼鈍熱処理、溶融亜鉛めっき、合金化処理され、製造されることが好ましい。
【0047】
(再結晶焼鈍温度:Ac点以上950℃以下)
前述したように、多量のTiやNbを含有する鋼を二相域で焼鈍すると、未再結晶のフェライトが残存し、靭性が劣化するだけでなく、引張強度の焼鈍温度依存性が大きくなる。このため、焼鈍温度はAc点以上とする。しかし、950℃を超えて焼鈍すると、焼鈍炉が急速に損傷し、その補修が必要となり、生産性が劣化する。このため、再結晶焼鈍温度はAc点以上950℃以下とする。なお、良好な表面性状を安定して確保するために、再結晶焼鈍温度はAc点以上900℃未満であることが好ましい。また、Ac点以上で10秒間以上保持することが好ましい。このように焼鈍時間までを制御することによって、良好なプレス成形性を安定して確保することが容易になる。しかし、300秒間を超えて保持しても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、300秒間以下とすることが好ましい。
【0048】
また、めっきの濡れ性や合金化処理性を向上させるために、焼鈍中の露点を−40℃以上とすることが好ましい。
再結晶焼鈍した後に、鋼板は亜鉛めっき浴に浸漬する過程で冷却される。この場合、平均冷却速度はその最高到達温度から700℃までを1℃/秒以上50℃/秒以下とし、次いで、700℃から冷却停止温度までを3℃/秒以上50℃/秒以下とすることが好ましい。700℃までを1℃/秒以上50℃/秒以下で冷却することによって、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの面積率を容易に調整することが可能になり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に含有される残留オーステナイトの量が制御し易くなる。一方、700℃から冷却停止温度までを3℃/秒以上で冷却することによって、強度低下に繋がるパーライト変態を抑制することが可能になる。また、冷却停止温度までを50℃/秒超で冷却する場合、連続溶融亜鉛めっき設備の大幅な改造を必要とし、製造コストが著しく高まるので、50℃/秒以下とすることが好ましい。
【0049】
(冷却停止温度:[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下)
めっき浴浸入時の抜熱を小さくし、操業を容易にするために、冷却停止温度は[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上とする。しかし、[亜鉛めっき浴温度+100℃]を超えて鋼板の冷却を停止すると、めっき浴の温度変化が著しくなり、操業が困難になる。このため、冷却停止温度は[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下とする。溶融亜鉛めっき処理は、410℃以上490℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に焼鈍した鋼板を浸漬する常法に従う。
【0050】
([亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下の保持時間:500秒間以下、ただし、めっき浸漬時も含める。)
フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの軟化を抑制し、所望の引張強度を確保するために、[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下の保持時間は、めっき浸漬時も含め、500秒間以下とする。なお、好ましくは、保持時間は10秒間以上であり、このような保持時間を付与することによって、鋼板のめっき付着量が調整され、良好な耐食性を安定して確保することが可能になる。
【0051】
(合金化処理温度:460℃以上600℃以下、かつ、[亜鉛めっき浴温度+40℃]以上)
合金化未処理の発生を抑制し、耐食性を向上させるために、めっき浴浸漬後の合金化処理温度は460℃以上とする。さらに、本発明に係る化学組成の鋼板に対して、オーステナイトを分解させ、面積率で、残留オーステナイトを3.0%以下とし、鋼板の降伏比を高めるために、めっき浴浸漬後の合金化処理温度は[亜鉛めっき浴温度+40℃]以上とする。しかし、600℃を超えて合金化処理すると、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトが軟化し、引張強度が著しく低下する。このため、合金化処理温度は460℃以上600℃以下、かつ、[亜鉛めっき浴温度+40℃]以上とする。なお、好ましくは、合金化処理温度は490℃以上560℃以下であり、このように温度を制御することによって、合金化度(めっき層のFe含有量)を8質量%以上13質量%以下とし、めっきの密着性を向上させることが容易になる。
【0052】
降伏点伸びの発生を抑制するだけでなく、プレス時の焼付けやかじりを防止するために、連続溶融亜鉛めっき処理後に、伸び率0.05%以上1%以下で調質圧延することが好ましい。
【0053】
また、めっきの濡れ性や合金化処理性を向上させるために、焼鈍前の鋼板に、Ni、Cu、CoおよびFeの1種または2種以上で構成されるめっきを施してもよい。
前記製造方法により、引張強度が780MPa以上であり、降伏比の高い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
【0054】
このように、鋼の化学組成を工夫し、熱間圧延と冷間圧延後の連続焼鈍、溶融亜鉛めっき、合金化処理条件を最適化することによって、引張強度が780MPa以上であり、降伏比の高い、すなわち0.75以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が提供される。
【実施例】
【0055】
表1に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によって、245mm厚のスラブを鋳造した。
なお、表1に示すAcは、文献値と実験値を回帰分析し、以下の式より求めた。
【0056】
Ac=910−203×(C1/2)−15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo−30×Mn−11×Cr−20×Cu+700×P+400×Al
【0057】
【表1】

【0058】
得られたスラブを表2に示す条件にて熱間圧延し、2.6mm厚の熱延鋼板を製板した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、1.2mm厚の冷延鋼板を製板した。
【0059】
【表2】

【0060】
得られた冷延鋼板を700℃まで10℃/秒の昇温速度で加熱し、700℃から最高到達温度となる表3に示す焼鈍温度まで3℃/秒の昇温速度で加熱し、その温度で表3に示す時間保持し、焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで8℃/秒の平均冷却速度で冷却し、さらに、溶融亜鉛めっき処理中の熱履歴を模擬するために、冷却停止温度で表3に示す時間保持し、想定めっき浴温である455℃まで5秒かけて冷却し、その温度で10秒間保持し、さらに、表3に示す合金化処理温度まで5秒かけて加熱し、その温度で10秒間保持し、室温まで10℃/秒の冷却速度で冷却し、焼鈍冷延鋼板を作製した。なお、冷却停止温度の保持時間は、冷却停止温度での保持時間、めっき浴温まで冷却する時間、めっき浴温度に保持する時間の合計である。
【0061】
本例で作製した焼鈍冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質は、同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
【0062】
【表3】

【0063】
得られた焼鈍冷延鋼板について、光学顕微鏡または電子顕微鏡、さらにはX線回折法を用いて組織を解析するとともに、引張試験で機械特性を評価した。
【0064】
[試験方法]
(残留オーステナイトの面積率)
各焼鈍冷延鋼板に板厚の1/4だけ減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面にX線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を算出した。
【0065】
(マルテンサイトおよびオーステナイトの合計面積率)
各焼鈍冷延鋼板から圧延方向および圧延直角方向に試験片を採取し、圧延方向の断面組織および圧延直角方向の断面組織を光学顕微鏡または電子顕微鏡で撮影し、画像解析によりマルテンサイトとオーステナイトの合計面積率を測定した。こうして一つの供試材について求められた複数の合計面積率のデータの平均値を、その供試材のマルテンサイトとオーステナイトの合計面積率とした。
【0066】
(機械的性質)
圧延方向に直角方向からJIS5号引張試験片を採取し、引張強度および降伏強度(降伏点、または、0.2%耐力)を測定した。
【0067】
評価結果を表4に示す。なお、表1〜4において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。
【0068】
【表4】

【0069】
表4における供試材No.1、4、5、7、9、11、14、17および19は、本発明の条件を全て満足する本発明例の鋼板であり、供試材No.2、3、6、8、10、12、13、15、16および18は本発明の条件の少なくとも一つを満足しない比較例の鋼板である。
【0070】
供試材No.1、4、5、7、9、11、14、17および19の本発明例の鋼板は、残留オーステナイトの面積率が3.0%以下であり、引張強度が780MPa以上であり、降伏比の高い(0.75以上)鋼板である。
【0071】
これに対して、比較例の鋼板No.2と15は製造条件(それぞれ、[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下の温度域における保持時間および合金化処理温度)が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板No.3と6は化学組成(それぞれ、C含有量およびMn含有量)が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られない。鋼板No.8と18は化学組成(いずれもTi含有量)が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、降伏比も低い。鋼板No.10は製造条件(スラブ加熱温度すなわち熱間圧延の開始温度)が本発明の範囲から外れており、所望の引張強度が得られないだけでなく、降伏比も低い。鋼板No.12は製造条件(合金化処理温度)が本発明の範囲から外れており、残留オーステナイトの面積率が高く、降伏比が低い。鋼板No.13と16は化学組成(それぞれ、Mn含有量およびC含有量)が本発明の範囲から外れており、降伏比が低い。

【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、前記鋼板は、質量%で、C:0.065%以上0.12%以下、Si:0.001%以上0.2%以下、Mn:2.0%超2.7%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.001%以上0.25%以下、Ti:0.12%以上0.30%以下、N:0.01%以下およびO:0.01%以下を含有する化学組成を有し、残留オーステナイトの面積率が3.0%以下である鋼組織を有し、引張強度が780MPa以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項2】
前記化学組成が、質量%で、Nb:0.2%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。
【請求項3】
前記化学組成が、質量%で、Cr:0.1%以下、Mo:0.1%以下、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下およびV:0.1%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有する、請求項1または請求項2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項4】
前記化学組成が、質量%で、Ca:0.01%以下、Mg:0.01%以下、REM:0.01%以下、Zr:0.01%以下およびBi:0.01%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有する、請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項5】
前記化学組成が、質量%で、B:0.002%以下をさらに含有する、請求項1から請求項4までのいずれか1項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項6】
下記工程(A)〜(C)を備えることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:
(A)請求項1から5までのいずれか1項に記載の化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度:1220℃以上1300℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程;
(B)前記熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;および
(C)前記冷延鋼板に、Ac点以下950℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施し、その後に、[亜鉛めっき浴温度−20℃]以上[亜鉛めっき浴温度+100℃]以下の温度域まで冷却し、次いで、前記温度域にめっき浴浸漬時を含めて500秒間以下保持した後に、460℃以上600℃以下、かつ、[亜鉛めっき浴温度+40℃]以上の温度域で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。

【公開番号】特開2011−236482(P2011−236482A)
【公開日】平成23年11月24日(2011.11.24)
【国際特許分類】
【出願番号】特願2010−110279(P2010−110279)
【出願日】平成22年5月12日(2010.5.12)
【出願人】(000002118)住友金属工業株式会社 (2,544)
【Fターム(参考)】