成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
【課題】深絞り性及び穴拡げ性に優れる引張強度が440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できる方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.0005〜0.04、Si:0.01〜1.0、Mn:0.8〜3.0、P:0.003〜0.15、S:0.015以下、Al:0.005〜0.5、N:0.006以下、Nb:0.003〜0.1、Ti:0.003〜0.1を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼スラブを、(Ar3変態点-50)〜950℃の仕上温度で熱延し、750℃以下の巻取温度で巻取り、圧下率50%以上で冷延し、式(1)を満たす焼鈍温度T1℃に加熱し、T1℃から400℃までを平均1〜30℃/sで冷却する1回目の焼鈍を行い、酸洗後、(Ac1変態点-30)℃以上、(Ac1変態点+30)℃又はT1℃のうち低い方の温度以下の焼鈍温度に加熱する2回目の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっき処理を施す製法；0.2×A3変態点+0.8×Ac1変態点≦T1≦0.8×A3変態点+0.2×Ac1変態点・・(1)。
【解決手段】質量%で、C:0.0005〜0.04、Si:0.01〜1.0、Mn:0.8〜3.0、P:0.003〜0.15、S:0.015以下、Al:0.005〜0.5、N:0.006以下、Nb:0.003〜0.1、Ti:0.003〜0.1を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼スラブを、(Ar3変態点-50)〜950℃の仕上温度で熱延し、750℃以下の巻取温度で巻取り、圧下率50%以上で冷延し、式(1)を満たす焼鈍温度T1℃に加熱し、T1℃から400℃までを平均1〜30℃/sで冷却する1回目の焼鈍を行い、酸洗後、(Ac1変態点-30)℃以上、(Ac1変態点+30)℃又はT1℃のうち低い方の温度以下の焼鈍温度に加熱する2回目の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっき処理を施す製法；0.2×A3変態点+0.8×Ac1変態点≦T1≦0.8×A3変態点+0.2×Ac1変態点・・(1)。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、自動車用鋼板などに有用な、成形性、特に、深絞り性と穴拡げ性に優れ、引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、CO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。
【０００３】
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性が問題にならない範囲で部品素材を高強度化し、その板厚を薄くすることが効果的であると言われており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。特に、軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば、内・外板パネル用材料としてTSが440MPa以上の鋼板が使用される動向がある。
【０００４】
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くはプレス成形によって製造されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性が必要とされる。一般に、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞り性や穴拡げ性に大きく劣っているため、自動車車体の軽量化を進める上で、深絞り性の指標であるr値が1.5以上、穴拡げ性の指標である穴拡げ率λが100%以上で、TSが440MPa以上の高強度鋼板が要求されている。
【０００５】
高r値化と高強度化を同時に実現する手段としては、極低炭素鋼にTiやNbを添加して固溶炭素や固溶窒素を固着したIF(Interstitial Free)鋼をベースとして、これにSi、Mn、Pなどの固溶強化元素を添加する手法がある。例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.002〜0.015%、Si:1.2%以下、Mn:0.04〜0.8%、P:0.03〜0.10%を含有し、NbをC×3〜(C×8+0.020)%(ここで、Cは元素Cの含有量を表す)となるように添加し、TSが340〜460MPa、r値が1.7以上、Elが36%以上で、しかも非時効性である成形性に優れた高張力冷延鋼板が開示されている。しかし、このような極低炭素鋼を素材としてTSが440MPa以上の鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が多くなり、表面外観の悪化、めっき不良、2次加工脆性の顕在化などの問題が生じる。また、多量に固溶強化元素を添加するとr値が低下するので、高強度化を図るほどr値が大きく低下してしまう。
【０００６】
また、特許文献2には、質量%で、C:0.0005〜0.0070%、Si:0.001〜0.8%、Mn:0.8〜4.0%、P:0.003〜0.15%、S:0.0010〜0.015%、Al:0.005〜0.1％、N:0.0003〜0.0060%、さらにTi:0.003〜0.1%およびNb:0.003〜0.1%のうちの1種以上、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有するスラブを、(Ar3-100)℃以上の温度で熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取り、60%以上の圧下率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼鈍温度をAc1変態点以上かつAe3変態点以下とし、焼鈍温度から(Ar1-50℃)〜(Ar1+50℃)までの温度域を平均冷却速度1℃/s以上30℃/s未満で冷却し、総体積5%超の低温変態生成物とフェライトとからなる混合組織を有することを特徴とする焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この方法では、低温変態相の制御が難しく、440MPa以上のTSが安定して得られないばかりでなく、焼鈍温度の変動により応力集中が起きやすい硬質な低温変態生成物が多量に形成されて局部伸びが低下し、優れた穴拡げ性が得られない場合がある。また、特許文献1の場合と同様に、TSが440MPa以上の鋼板を製造しようとすると、Si、Mn、Pなどの合金元素添加量が多くなり、これらの元素が鋼板表面に濃化して、めっき不良を起こす場合がある。
【０００７】
そこで、特許文献3には、質量%で、P:0.03〜0.2%を含み、さらにSi:0.1〜2.0%、Mn:0.5〜2.0%、Cr:0.1〜2.0%のうち少なくとも1種以上を含有する鋼板を連続焼鈍設備で再結晶焼鈍し、冷却後に鋼板表面の鋼中成分の濃化層を酸洗により除去し、連続溶融亜鉛めっき設備にて再度前記鋼板を650℃以上、かつ連続焼鈍設備での再結晶焼鈍以下で加熱して溶融亜鉛めっきを行って、めっき性を改善するための方法が提案されている。しかし、この方法では、優れた深絞り性や穴拡げ性が得られない場合がある。
【特許文献１】特開昭56-139654号公報
【特許文献２】特開平6-116651号公報
【特許文献３】特開平7-70723号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、r値が1.5以上で深絞り性に優れ、かつλが100%以上で穴拡げ性にも優れた引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できる方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、C量を低減し、Si、Mn、Pなどの固溶強化元素を添加した鋼を用い、1回目の焼鈍において焼鈍温度と冷却条件を厳密に制御してマルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させた後、酸洗によって鋼板表面に濃化したSi、Mn、Pなどの元素を除去し、2回目の焼鈍において焼鈍温度を制御して硬質相を適度に軟化させるとともに、鋼板表面への元素濃化を抑制することにより、深絞り性および穴拡げ性に優れた引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できることを見出した。
【００１０】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.0005〜0.04%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜3.0%、P:0.003〜0.15%、S:0.015%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.006%以下、Nb:0.003〜0.1%、Ti:0.003〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、(Ar3変態温度-50)〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、750℃以下の巻取温度で巻取り後、50%以上の圧下率で冷間圧延し、下記の式(1)を満足する焼鈍温度T1℃に加熱し、次いで前記焼鈍温度T1℃から400℃までの温度域を1〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する1回目の焼鈍を行い、酸洗後、(Ac1変態温度-30)℃以上、(Ac1変態温度+30)℃または前記T1℃のうち低い方の温度以下の焼鈍温度に加熱する2回目の焼鈍を行い、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施す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を提供する。
0.2×A3変態温度+0.8×Ac1変態温度≦T1≦0.8×A3変態温度+0.2×Ac1変態温度・・・(1)
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、質量%で、Mo:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有する鋼スラブを用いることができる。
【００１１】
また、さらに、質量%で、B:0.01%以下を含有する鋼スラブを用いることもできる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、r値が1.5以上で深絞り性に優れ、かつλが100%以上で穴拡げ性にも優れた引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できるようになった。本発明の方法で製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品に適用することにより、これまでプレス成形が困難であった部品にも高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性の向上や軽量化を十分に図ることができる。また、本発明の方法で製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車部品に限らず家電部品やパイプ素材としても適用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に、本発明の詳細を説明する。
【００１４】
1)成分(以下の「%」は、「質量%」を表す。)
C:0.0005〜0.04%
Cは、高強度化に有効であり、440MPa以上のTSを得るにはC量を0.0005%以上とする必要がある。しかし、C量が0.04%を超えると1.5以上のr値が得られなくなるので、C量は0.04%以下、好ましくは0.03%以下にする必要がある。
【００１５】
Si:0.01〜1.0%
Siは、フェライト変態を促進させ未変態オーステナイト中のC含有量を上昇させてフェライト相とマルテンサイト相などの硬質相との複合組織を形成させやすくするほか、固溶強化の効果を有する。こうした効果を得るためには、Si量は0.01%以上、好ましくは0.05%以上にする必要がある。一方、Si量が1.0%を超えると熱間圧延時に赤スケールが発生し、鋼板の表面外観を悪くし、また、溶融亜鉛めっきを施す場合にはめっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招く。したがって、Si量は1.0%以下、好ましくは0.7%以下にする必要がある。
【００１６】
Mn:0.8〜3.0%
Mnは、高強度化に有効であるとともに、焼鈍加熱後の低温変態相が得られる臨界冷却速度を低くする作用があり、マルテンサイト相などの硬質相の形成を促すため、要求される強度レベルおよび焼鈍時の冷却速度に応じてその量を調整する必要がある。また、Mnは、Sによる熱間割れを防止するのに有効な元素である。このような観点から、Mn量は0.8%以上、好ましくは1.2%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えるとr値や溶接性を劣化させるので、Mn量の上限は3.0%とする。
【００１７】
P:0.003〜0.15%
Pは、固溶強化の効果がある。しかし、P量が0.003%未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼時の脱りんコストの上昇を招く。したがって、P量は0.003%以上、好ましくは0.01%以上にする必要がある。一方、P量が0.15%を超えると、Pが粒界に偏析して耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、Pはめっき層と鋼板の界面におけるFeの拡散を抑制して合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、パウダリングやチッピングなどのめっき剥離が生じやすくなる。したがって、P量の上限は0.15%とする。
【００１８】
S:0.015%以下
Sは、0.015%を超えて含有されると熱間割れの原因になるほか、鋼中で介在物として存在して鋼板の諸特性を劣化させる。したがって、S量は0.015%以下にする必要があるが、できるだけ低減することが好ましい。
【００１９】
Al:0.005〜0.5%
Alは、鋼の脱酸元素として有用であるほか、固溶NをAlNとして析出させ耐常温時効性を向上させる作用があり、この効果を得るためAl量は0.005%以上にする。一方、多量に添加してもその効果は飽和し、合金コスト増を招くばかりでなく表面欠陥の誘発も招くので、Al量は0.5%以下にする必要がある。
【００２０】
N:0.006%以下
Nが多量に存在すると耐常温時効性を劣化させるため、その分多量のAlやTiの添加が必要となる。したがって、N量は0.006%以下にする必要があるが、できるだけ低減することが好ましい。
【００２１】
Nb:0.003〜0.1%
Nbは、熱延組織を微細化するのに効果的な元素であり、この微細化を通して高r値化に寄与し、また、熱間圧延後NbCとして析出して固溶C量を減少させて高r値化に寄与する。このような観点から、Nb量は0.003%以上にする必要がある。一方、本願では、1回目の焼鈍時の冷却過程でマルテンサイト相などの硬質相を形成させる必要があるが、過剰のNb添加はこれを妨げることになるので、Nb量の上限は0.1%とする。
【００２２】
Ti:0.003〜0.1%
Tiは、SやNを析出物として固定し、また、炭化物として析出して固溶C量を減少させて高r値化に寄与する。さらに、Nbほどではないが熱延組織を微細化する効果も有する。このような観点から、Ti量は0.003%以上にする必要がある。一方、本発明では、1回目の焼鈍時の冷却過程でマルテンサイト相などの硬質相を形成させる必要があるが、過剰のTi添加はこれを妨げることになるので、Ti量の上限は0.1%とする。
【００２３】
残部は、Feおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物としては、0.01%以下のSb、0.1%以下のSn、0.01%以下のZn、0.1%以下のCoなどが挙げられる。
【００２４】
本発明の目的を達成するには上記の成分で十分であるが、以下の理由により、さらにMo:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素やB:0.01%以下を含有させることが好ましい。
【００２５】
Mo、Cr、Cu、Ni:0.5%以下
Mo、Cr、Cu、Niは、Mn同様、マルテンサイト相などの硬質相が得られる臨界冷却速度を低くする作用を有し、1回目の焼鈍時の冷却過程で硬質相の形成を促す元素であり、高強度化に効果がある。また、MoはCを析出させる作用を有し高r値化にも寄与する元素でもあり、Cu、Niはめっき性への影響が少ない元素でもある。こうした効果を得るためには、Mo、Cr、Cu、Ni量はそれぞれ0.05%以上にすることが好ましい。しかしながら、過剰のMo、Cr、Cu、Ni添加はこれらの効果を飽和させるだけでなく、合金コスト増を招き、また、Cuは表面性状を悪化させるため、Mo、Cr、Cu、Ni量はそれぞれ0.5%以下にすることが好ましい。
【００２６】
B:0.01%以下
Bは、鋼の焼入性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。この効果を得る上では0.0003%以上とすることが好ましい。しかし、その量が0.01%を超えるとその効果が飽和するため、B量は0.01%以下とすることが好ましい。
【００２７】
なお、本発明では、硫化物系介在物の形態制御に効果的なCaやREMのうち少なくとも1種の元素を0.01%以下の範囲で含有できる。
【００２８】
2)製造条件
本発明の製造方法では、上記組成を有する鋼スラブを用いる。本発明で用いる鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法により製造することが望ましいが、造塊法などで製造することもできる。また、スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却せずに加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延法、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する直送・直接圧延法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００２９】
なお、鋼スラブを再加熱する場合における鋼スラブの加熱温度は、熱間圧延での仕上温度を確保するため1000℃以上とすることが好ましい。また、1300℃を超えると、エネルギーコストのアップ、スケールロスによる歩留まり低下などを引き起こすため、1300℃以下とすることが好ましい。したがって、鋼スラブの加熱温度は1000〜1300℃とすることが好ましい。
【００３０】
熱間圧延の仕上温度(仕上圧延出側温度): (Ar3変態温度-50)〜950℃
加熱後のスラブは粗圧延と仕上圧延により熱間圧延されるが、仕上圧延における圧延終了温度である仕上温度が(Ar3変態温度-50)℃未満だとフェライト域の圧延となり、熱延組織が粗大化し、冷延焼鈍後に1.5以上のr値が得られない。また、仕上温度が950℃を超えるとγ粒が粗大化し、冷延焼鈍後に1.5以上のr値が得られないのみならず、スケール欠陥などを誘発する。したがって、仕上温度は(Ar3変態温度-50)〜950℃とする必要がある。ここで、Ar3変態温度は従来公知の方法で求めればよく、例えば、後述する方法により求めればよい。
なお、仕上圧延に先立つ粗圧延の条件は特に規定する必要はない。例えば、鋼スラブの加熱温度を低くして、その分粗圧延後のシートバーをシートバーヒーターで加熱することも可能である。
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延を行うことができる。潤滑圧延を行うと鋼板形状の均一化や材質の均質化にとって有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、熱間圧延の操業安定性の観点から、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスを適用することもできる。
【００３１】
熱間圧延後の巻取温度:750℃以下
熱間圧延後の鋼板は巻取られるが、このとき巻取温度が750℃を超えると熱延組織が粗大化し強度低下が起こるとともに、冷延焼鈍後に1.5以上のr値が得られない。したがって、巻取温度は750℃以下とする必要があり、好ましくは550〜680℃とする。
なお、巻取温度を750℃以下とすることは、巻取り時にNbやTiの炭化物の析出を促進するので、冷延焼鈍後の高r値化にとって好ましい。
【００３２】
冷間圧延の圧下率:50%以上
熱間圧延後の鋼板は、常法に従い酸洗によりスケールを除去した後、冷間圧延される。冷間圧延時の圧下率は、50%未満では{111}再結晶集合組織が発達せず、1.5以上のr値を得ることが困難となるので、50%以上、より望ましくは60%以上とする必要がある。一方、本発明では圧下率を90%までの範囲では高くするほどr値が上昇するが、90%を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まるため、圧下率の上限は90%とすることが好ましい。
【００３３】
1回目の焼鈍条件:焼鈍温度:T1℃、T1℃から400℃までの平均冷却速度:1〜30℃/s
上述したように、冷間圧延後の鋼板には、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させるために1回目の焼鈍が行われる。図1に、表1に示す成分を有する鋼Aを用いて、1回目の焼鈍温度以外の条件は本発明範囲内として、1回目の焼鈍温度を変化させて製造した溶融亜鉛めっき鋼板の1回目の焼鈍温度と引張強度TSおよび穴拡げ率λとの関係を示す。ここで、TSおよびλは次のようにして求めた。
引張強度TS:鋼板の圧延方向に対して90°方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行ってTSを求めた。
穴拡げ率λ:150mm角の鋼板中央部に、板厚の15%のクリアランスで10mmφの穴を打抜き、バリを外側にして頂角60°の円錐台ポンチを用い穴拡げ試験を行った。そして、割れが板厚を貫通した時点で試験を終了し、その時点での穴径d(mm)を測定して、次の式により穴拡げ率λ(%)を求めた。
λ=100×(d-10)/10
図1に示すように、焼鈍温度の上昇に伴い引張強度TSは大きくなり、また、穴拡げ率λは焼鈍温度に対して極大値をとり、ある温度範囲で良好となることがわかった。発明者らは図1の結果などをもとに、穴拡げ率λ、引張強度TSと1回目の焼鈍温度との関係について詳細に検討した。ここで、組織観察の結果、良好なλが得られる場合は、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織が形成されており、発明者らは、このような複合組織を形成させるためには、焼鈍温度としては、フェライトとオーステナイトの2相域温度とすることが重要と考えた。また、焼鈍温度が2相域温度のなかで、どのような温度範囲に位置するかにより、硬質相の量や硬度などの特性が変化し、穴拡げ率に影響するものと考えた。そこで、2相域の下限温度と考えられるAc1変態温度と、上限温度と考えられるA3変態温度に着目し、これらの温度をもとに良好な穴拡げ率が得られる焼鈍温度T1について検討した。
その結果、1回目の焼鈍温度を上記式(1)を満足するT1℃したときに複合組織を形成して440MPa以上のTSと100%以上のλが得られることがわかった。1回目の焼鈍温度T1が(0.2×A3変態温度+0.8×Ac1変態温度)未満では、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させることが難しく、高強度と優れた穴拡げ性を両立させることが困難である。また、1回目の焼鈍温度T1が(0.8×A3変態温度+0.2×Ac1変態温度)を超えると硬質相が硬質化し過ぎ、2回目の焼鈍で硬質相を適度に軟化できなくなり優れた穴拡げ性が得られなくなる。ここで、A3変態温度およびAc1変態温度は、鋼Aと同じ成分組成の鋼についてフォーマスター試験機により、5℃/sで加熱したときの熱膨張率の変化から評価した。
なお、1回目の焼鈍で、焼鈍温度に加熱後は、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させるためにT1℃から400℃までの温度域を平均冷却速度を1℃/s以上で冷却する必要がある。また、硬質相が過度に硬質化しないように、該平均冷却速度は30℃/s以下とする必要がある。
【００３４】
酸洗:1回目の焼鈍後は、焼鈍時に鋼板表面に濃化したSi、Mn、Pなどの元素を除去するために酸洗する必要がある。
【００３５】
2回目の焼鈍条件:焼鈍温度:(Ac1変態温度-30)℃以上、(Ac1変態温度+30)℃または前記T1℃のうち低い方の温度以下
酸洗後の鋼板は、1回目の焼鈍で形成された硬質相を軟化させて局部伸びを高め、穴拡げ性を向上させるために2回目の焼鈍を行う必要がある。このとき、Si、Mn、Pなどの元素が鋼板表面に再濃化しないように、1回目の焼鈍温度T1℃以下の温度で焼鈍する必要がある。また、図2に、表1に示す成分を有する鋼Aを用いて、2回目の焼鈍温度以外の条件は本発明範囲内として、2回目の焼鈍温度を変化させて製造した溶融亜鉛めっき鋼板の2回目の焼鈍温度と引張強度TSおよび穴拡げ率λとの関係を示したが、2回目の焼鈍温度が(Ac1変態温度-30)℃以上(Ac1変態温度+30)℃以下の範囲で100%以上のλが得られることがわかる。2回目の焼鈍温度が(Ac1変態温度-30)℃未満では硬質相の軟化が不十分で局部伸びが低く、(Ac1変態温度+30)℃を超えると新たに硬質相が増えて硬化し過ぎて強度・延性のバランスが悪化する。
なお、2回目の焼鈍温度の上限は、Si、Mn、Pなどの元素の表面濃化の観点からは1回目の焼鈍温度T1℃以下に、穴拡げ性の観点からは(Ac1変態温度+30)℃以下にする必要があるので、どちらか低い方の温度以下にする必要がある。
【００３６】
溶融亜鉛めっき処理:2回目の焼鈍後の鋼板は、引き続き溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっき層が形成される。また、さらに合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。このとき、めっき浴から出た後あるいは合金化処理炉から出た後の冷却は、300℃までの平均冷却速度が5℃/s以上になるような条件で行うことが好ましい。
なお、上記2回目の焼鈍および溶融亜鉛めっき処理あるいはさらに合金化処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて連続して行うことが好ましく、また、2回目の焼鈍の前に行う1回目の焼鈍後の酸洗も連続溶融亜鉛めっきライン内に設置される酸洗設備にて行うことが、生産効率の上から好ましい。
【００３７】
このようにして製造された溶融亜鉛めっき鋼板には、形状矯正、表面粗度調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は合計で0.2〜15%の範囲内であることが好ましい。これは、0.2%未満では、形状矯正や表面粗度調整の目的が達成できないおそれがあり、15％を超えると顕著な延性低下をもたらすためである。なお、調質圧延とレベラー加工では加工形式が相違するが、その効果は両者で大きな差がないことを確認している。また、調質圧延、レベラー加工はめっき処理後でも有効である。
【実施例１】
【００３８】
表１に示す化学成分の鋼A〜Mを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。また、A〜Mの成分組成の鋼を用い、加工フォーマスターによりAr3変態温度を求めた。なお、この際、圧下は900℃で30%とし、その後の冷却速度は5℃/sとした。さらに、A〜Mの成分組成の鋼を用い、前述の方法でA3変態温度、Ac1変態温度を求め、表1に示した。これらスラブを、表2に示す熱延条件で熱延板とした。これらの熱延板を酸洗後圧下率65%で冷間圧延して冷延板とし、連続焼鈍ラインにて表2に示す条件で1回目の焼鈍を行った。次いで、1回目の焼鈍後の鋼板を酸洗後、2回目の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっき処理[めっき浴温度:460-480℃、侵入板温:(めっき浴温度)〜(めっき浴温度+10)℃]を施し、合金化処理(温度:480-540℃、時間:15-28s、合金化度:10%)後、伸び率0.5%の調質圧延を施して鋼板No.1〜16を作製した。なお、1回目の焼鈍後の酸洗、2回目の焼鈍後および合金化処理は連続溶融亜鉛めっきラインにて行った。そして、得られた鋼板について、上記の方法で引張特性および穴拡げ率λを、また、以下の方法でr値を測定した。
ｒ値:鋼板の圧延方向、圧延方向に対し45°方向、圧延方向に対し90°方向からJIS５号引張試験片を採取し、10%の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を測定し、JIS S 2254の規定に準拠して平均r値(平均塑性歪比)を次の式から算出し、これをr値とした。
平均r値=(r0+2r45+r90)/4
ここで、r0、r45、r90は、それぞれ圧延方向に対し0°、45°、90°方向から採取した試験片で測定した塑性歪比である。
【００３９】
結果を表2に示す。本発明例である鋼板No.1、6〜12、16、17は、いずれもTSが440MPa以上、r値が1.5以上、λが100%以上であり、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】1回目の焼鈍温度とTSおよびλとの関係を示す図である。
【図２】2回目の焼鈍温度とTSおよびλとの関係を示す図である。
【技術分野】
【０００１】
この発明は、自動車用鋼板などに有用な、成形性、特に、深絞り性と穴拡げ性に優れ、引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点から、CO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。
【０００３】
自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性が問題にならない範囲で部品素材を高強度化し、その板厚を薄くすることが効果的であると言われており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。特に、軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば、内・外板パネル用材料としてTSが440MPa以上の鋼板が使用される動向がある。
【０００４】
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くはプレス成形によって製造されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性が必要とされる。一般に、高強度鋼板は、通常の軟鋼板に比べて成形性、特に深絞り性や穴拡げ性に大きく劣っているため、自動車車体の軽量化を進める上で、深絞り性の指標であるr値が1.5以上、穴拡げ性の指標である穴拡げ率λが100%以上で、TSが440MPa以上の高強度鋼板が要求されている。
【０００５】
高r値化と高強度化を同時に実現する手段としては、極低炭素鋼にTiやNbを添加して固溶炭素や固溶窒素を固着したIF(Interstitial Free)鋼をベースとして、これにSi、Mn、Pなどの固溶強化元素を添加する手法がある。例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.002〜0.015%、Si:1.2%以下、Mn:0.04〜0.8%、P:0.03〜0.10%を含有し、NbをC×3〜(C×8+0.020)%(ここで、Cは元素Cの含有量を表す)となるように添加し、TSが340〜460MPa、r値が1.7以上、Elが36%以上で、しかも非時効性である成形性に優れた高張力冷延鋼板が開示されている。しかし、このような極低炭素鋼を素材としてTSが440MPa以上の鋼板を製造しようとすると、合金元素添加量が多くなり、表面外観の悪化、めっき不良、2次加工脆性の顕在化などの問題が生じる。また、多量に固溶強化元素を添加するとr値が低下するので、高強度化を図るほどr値が大きく低下してしまう。
【０００６】
また、特許文献2には、質量%で、C:0.0005〜0.0070%、Si:0.001〜0.8%、Mn:0.8〜4.0%、P:0.003〜0.15%、S:0.0010〜0.015%、Al:0.005〜0.1％、N:0.0003〜0.0060%、さらにTi:0.003〜0.1%およびNb:0.003〜0.1%のうちの1種以上、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有するスラブを、(Ar3-100)℃以上の温度で熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取り、60%以上の圧下率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における焼鈍温度をAc1変態点以上かつAe3変態点以下とし、焼鈍温度から(Ar1-50℃)〜(Ar1+50℃)までの温度域を平均冷却速度1℃/s以上30℃/s未満で冷却し、総体積5%超の低温変態生成物とフェライトとからなる混合組織を有することを特徴とする焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この方法では、低温変態相の制御が難しく、440MPa以上のTSが安定して得られないばかりでなく、焼鈍温度の変動により応力集中が起きやすい硬質な低温変態生成物が多量に形成されて局部伸びが低下し、優れた穴拡げ性が得られない場合がある。また、特許文献1の場合と同様に、TSが440MPa以上の鋼板を製造しようとすると、Si、Mn、Pなどの合金元素添加量が多くなり、これらの元素が鋼板表面に濃化して、めっき不良を起こす場合がある。
【０００７】
そこで、特許文献3には、質量%で、P:0.03〜0.2%を含み、さらにSi:0.1〜2.0%、Mn:0.5〜2.0%、Cr:0.1〜2.0%のうち少なくとも1種以上を含有する鋼板を連続焼鈍設備で再結晶焼鈍し、冷却後に鋼板表面の鋼中成分の濃化層を酸洗により除去し、連続溶融亜鉛めっき設備にて再度前記鋼板を650℃以上、かつ連続焼鈍設備での再結晶焼鈍以下で加熱して溶融亜鉛めっきを行って、めっき性を改善するための方法が提案されている。しかし、この方法では、優れた深絞り性や穴拡げ性が得られない場合がある。
【特許文献１】特開昭56-139654号公報
【特許文献２】特開平6-116651号公報
【特許文献３】特開平7-70723号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、r値が1.5以上で深絞り性に優れ、かつλが100%以上で穴拡げ性にも優れた引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できる方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、C量を低減し、Si、Mn、Pなどの固溶強化元素を添加した鋼を用い、1回目の焼鈍において焼鈍温度と冷却条件を厳密に制御してマルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させた後、酸洗によって鋼板表面に濃化したSi、Mn、Pなどの元素を除去し、2回目の焼鈍において焼鈍温度を制御して硬質相を適度に軟化させるとともに、鋼板表面への元素濃化を抑制することにより、深絞り性および穴拡げ性に優れた引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できることを見出した。
【００１０】
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.0005〜0.04%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜3.0%、P:0.003〜0.15%、S:0.015%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.006%以下、Nb:0.003〜0.1%、Ti:0.003〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、(Ar3変態温度-50)〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、750℃以下の巻取温度で巻取り後、50%以上の圧下率で冷間圧延し、下記の式(1)を満足する焼鈍温度T1℃に加熱し、次いで前記焼鈍温度T1℃から400℃までの温度域を1〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する1回目の焼鈍を行い、酸洗後、(Ac1変態温度-30)℃以上、(Ac1変態温度+30)℃または前記T1℃のうち低い方の温度以下の焼鈍温度に加熱する2回目の焼鈍を行い、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施す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を提供する。
0.2×A3変態温度+0.8×Ac1変態温度≦T1≦0.8×A3変態温度+0.2×Ac1変態温度・・・(1)
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、さらに、質量%で、Mo:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有する鋼スラブを用いることができる。
【００１１】
また、さらに、質量%で、B:0.01%以下を含有する鋼スラブを用いることもできる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、r値が1.5以上で深絞り性に優れ、かつλが100%以上で穴拡げ性にも優れた引張強度TSが440MPa以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき不良を起こすことなく製造できるようになった。本発明の方法で製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車部品に適用することにより、これまでプレス成形が困難であった部品にも高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性の向上や軽量化を十分に図ることができる。また、本発明の方法で製造された高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、自動車部品に限らず家電部品やパイプ素材としても適用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に、本発明の詳細を説明する。
【００１４】
1)成分(以下の「%」は、「質量%」を表す。)
C:0.0005〜0.04%
Cは、高強度化に有効であり、440MPa以上のTSを得るにはC量を0.0005%以上とする必要がある。しかし、C量が0.04%を超えると1.5以上のr値が得られなくなるので、C量は0.04%以下、好ましくは0.03%以下にする必要がある。
【００１５】
Si:0.01〜1.0%
Siは、フェライト変態を促進させ未変態オーステナイト中のC含有量を上昇させてフェライト相とマルテンサイト相などの硬質相との複合組織を形成させやすくするほか、固溶強化の効果を有する。こうした効果を得るためには、Si量は0.01%以上、好ましくは0.05%以上にする必要がある。一方、Si量が1.0%を超えると熱間圧延時に赤スケールが発生し、鋼板の表面外観を悪くし、また、溶融亜鉛めっきを施す場合にはめっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招く。したがって、Si量は1.0%以下、好ましくは0.7%以下にする必要がある。
【００１６】
Mn:0.8〜3.0%
Mnは、高強度化に有効であるとともに、焼鈍加熱後の低温変態相が得られる臨界冷却速度を低くする作用があり、マルテンサイト相などの硬質相の形成を促すため、要求される強度レベルおよび焼鈍時の冷却速度に応じてその量を調整する必要がある。また、Mnは、Sによる熱間割れを防止するのに有効な元素である。このような観点から、Mn量は0.8%以上、好ましくは1.2%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えるとr値や溶接性を劣化させるので、Mn量の上限は3.0%とする。
【００１７】
P:0.003〜0.15%
Pは、固溶強化の効果がある。しかし、P量が0.003%未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼時の脱りんコストの上昇を招く。したがって、P量は0.003%以上、好ましくは0.01%以上にする必要がある。一方、P量が0.15%を超えると、Pが粒界に偏析して耐二次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、Pはめっき層と鋼板の界面におけるFeの拡散を抑制して合金化処理性を劣化させる。そのため、高温での合金化処理が必要となり、パウダリングやチッピングなどのめっき剥離が生じやすくなる。したがって、P量の上限は0.15%とする。
【００１８】
S:0.015%以下
Sは、0.015%を超えて含有されると熱間割れの原因になるほか、鋼中で介在物として存在して鋼板の諸特性を劣化させる。したがって、S量は0.015%以下にする必要があるが、できるだけ低減することが好ましい。
【００１９】
Al:0.005〜0.5%
Alは、鋼の脱酸元素として有用であるほか、固溶NをAlNとして析出させ耐常温時効性を向上させる作用があり、この効果を得るためAl量は0.005%以上にする。一方、多量に添加してもその効果は飽和し、合金コスト増を招くばかりでなく表面欠陥の誘発も招くので、Al量は0.5%以下にする必要がある。
【００２０】
N:0.006%以下
Nが多量に存在すると耐常温時効性を劣化させるため、その分多量のAlやTiの添加が必要となる。したがって、N量は0.006%以下にする必要があるが、できるだけ低減することが好ましい。
【００２１】
Nb:0.003〜0.1%
Nbは、熱延組織を微細化するのに効果的な元素であり、この微細化を通して高r値化に寄与し、また、熱間圧延後NbCとして析出して固溶C量を減少させて高r値化に寄与する。このような観点から、Nb量は0.003%以上にする必要がある。一方、本願では、1回目の焼鈍時の冷却過程でマルテンサイト相などの硬質相を形成させる必要があるが、過剰のNb添加はこれを妨げることになるので、Nb量の上限は0.1%とする。
【００２２】
Ti:0.003〜0.1%
Tiは、SやNを析出物として固定し、また、炭化物として析出して固溶C量を減少させて高r値化に寄与する。さらに、Nbほどではないが熱延組織を微細化する効果も有する。このような観点から、Ti量は0.003%以上にする必要がある。一方、本発明では、1回目の焼鈍時の冷却過程でマルテンサイト相などの硬質相を形成させる必要があるが、過剰のTi添加はこれを妨げることになるので、Ti量の上限は0.1%とする。
【００２３】
残部は、Feおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物としては、0.01%以下のSb、0.1%以下のSn、0.01%以下のZn、0.1%以下のCoなどが挙げられる。
【００２４】
本発明の目的を達成するには上記の成分で十分であるが、以下の理由により、さらにMo:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素やB:0.01%以下を含有させることが好ましい。
【００２５】
Mo、Cr、Cu、Ni:0.5%以下
Mo、Cr、Cu、Niは、Mn同様、マルテンサイト相などの硬質相が得られる臨界冷却速度を低くする作用を有し、1回目の焼鈍時の冷却過程で硬質相の形成を促す元素であり、高強度化に効果がある。また、MoはCを析出させる作用を有し高r値化にも寄与する元素でもあり、Cu、Niはめっき性への影響が少ない元素でもある。こうした効果を得るためには、Mo、Cr、Cu、Ni量はそれぞれ0.05%以上にすることが好ましい。しかしながら、過剰のMo、Cr、Cu、Ni添加はこれらの効果を飽和させるだけでなく、合金コスト増を招き、また、Cuは表面性状を悪化させるため、Mo、Cr、Cu、Ni量はそれぞれ0.5%以下にすることが好ましい。
【００２６】
B:0.01%以下
Bは、鋼の焼入性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。この効果を得る上では0.0003%以上とすることが好ましい。しかし、その量が0.01%を超えるとその効果が飽和するため、B量は0.01%以下とすることが好ましい。
【００２７】
なお、本発明では、硫化物系介在物の形態制御に効果的なCaやREMのうち少なくとも1種の元素を0.01%以下の範囲で含有できる。
【００２８】
2)製造条件
本発明の製造方法では、上記組成を有する鋼スラブを用いる。本発明で用いる鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法により製造することが望ましいが、造塊法などで製造することもできる。また、スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却せずに加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延法、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する直送・直接圧延法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００２９】
なお、鋼スラブを再加熱する場合における鋼スラブの加熱温度は、熱間圧延での仕上温度を確保するため1000℃以上とすることが好ましい。また、1300℃を超えると、エネルギーコストのアップ、スケールロスによる歩留まり低下などを引き起こすため、1300℃以下とすることが好ましい。したがって、鋼スラブの加熱温度は1000〜1300℃とすることが好ましい。
【００３０】
熱間圧延の仕上温度(仕上圧延出側温度): (Ar3変態温度-50)〜950℃
加熱後のスラブは粗圧延と仕上圧延により熱間圧延されるが、仕上圧延における圧延終了温度である仕上温度が(Ar3変態温度-50)℃未満だとフェライト域の圧延となり、熱延組織が粗大化し、冷延焼鈍後に1.5以上のr値が得られない。また、仕上温度が950℃を超えるとγ粒が粗大化し、冷延焼鈍後に1.5以上のr値が得られないのみならず、スケール欠陥などを誘発する。したがって、仕上温度は(Ar3変態温度-50)〜950℃とする必要がある。ここで、Ar3変態温度は従来公知の方法で求めればよく、例えば、後述する方法により求めればよい。
なお、仕上圧延に先立つ粗圧延の条件は特に規定する必要はない。例えば、鋼スラブの加熱温度を低くして、その分粗圧延後のシートバーをシートバーヒーターで加熱することも可能である。
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延を行うことができる。潤滑圧延を行うと鋼板形状の均一化や材質の均質化にとって有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、熱間圧延の操業安定性の観点から、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスを適用することもできる。
【００３１】
熱間圧延後の巻取温度:750℃以下
熱間圧延後の鋼板は巻取られるが、このとき巻取温度が750℃を超えると熱延組織が粗大化し強度低下が起こるとともに、冷延焼鈍後に1.5以上のr値が得られない。したがって、巻取温度は750℃以下とする必要があり、好ましくは550〜680℃とする。
なお、巻取温度を750℃以下とすることは、巻取り時にNbやTiの炭化物の析出を促進するので、冷延焼鈍後の高r値化にとって好ましい。
【００３２】
冷間圧延の圧下率:50%以上
熱間圧延後の鋼板は、常法に従い酸洗によりスケールを除去した後、冷間圧延される。冷間圧延時の圧下率は、50%未満では{111}再結晶集合組織が発達せず、1.5以上のr値を得ることが困難となるので、50%以上、より望ましくは60%以上とする必要がある。一方、本発明では圧下率を90%までの範囲では高くするほどr値が上昇するが、90%を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まるため、圧下率の上限は90%とすることが好ましい。
【００３３】
1回目の焼鈍条件:焼鈍温度:T1℃、T1℃から400℃までの平均冷却速度:1〜30℃/s
上述したように、冷間圧延後の鋼板には、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させるために1回目の焼鈍が行われる。図1に、表1に示す成分を有する鋼Aを用いて、1回目の焼鈍温度以外の条件は本発明範囲内として、1回目の焼鈍温度を変化させて製造した溶融亜鉛めっき鋼板の1回目の焼鈍温度と引張強度TSおよび穴拡げ率λとの関係を示す。ここで、TSおよびλは次のようにして求めた。
引張強度TS:鋼板の圧延方向に対して90°方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行ってTSを求めた。
穴拡げ率λ:150mm角の鋼板中央部に、板厚の15%のクリアランスで10mmφの穴を打抜き、バリを外側にして頂角60°の円錐台ポンチを用い穴拡げ試験を行った。そして、割れが板厚を貫通した時点で試験を終了し、その時点での穴径d(mm)を測定して、次の式により穴拡げ率λ(%)を求めた。
λ=100×(d-10)/10
図1に示すように、焼鈍温度の上昇に伴い引張強度TSは大きくなり、また、穴拡げ率λは焼鈍温度に対して極大値をとり、ある温度範囲で良好となることがわかった。発明者らは図1の結果などをもとに、穴拡げ率λ、引張強度TSと1回目の焼鈍温度との関係について詳細に検討した。ここで、組織観察の結果、良好なλが得られる場合は、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織が形成されており、発明者らは、このような複合組織を形成させるためには、焼鈍温度としては、フェライトとオーステナイトの2相域温度とすることが重要と考えた。また、焼鈍温度が2相域温度のなかで、どのような温度範囲に位置するかにより、硬質相の量や硬度などの特性が変化し、穴拡げ率に影響するものと考えた。そこで、2相域の下限温度と考えられるAc1変態温度と、上限温度と考えられるA3変態温度に着目し、これらの温度をもとに良好な穴拡げ率が得られる焼鈍温度T1について検討した。
その結果、1回目の焼鈍温度を上記式(1)を満足するT1℃したときに複合組織を形成して440MPa以上のTSと100%以上のλが得られることがわかった。1回目の焼鈍温度T1が(0.2×A3変態温度+0.8×Ac1変態温度)未満では、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させることが難しく、高強度と優れた穴拡げ性を両立させることが困難である。また、1回目の焼鈍温度T1が(0.8×A3変態温度+0.2×Ac1変態温度)を超えると硬質相が硬質化し過ぎ、2回目の焼鈍で硬質相を適度に軟化できなくなり優れた穴拡げ性が得られなくなる。ここで、A3変態温度およびAc1変態温度は、鋼Aと同じ成分組成の鋼についてフォーマスター試験機により、5℃/sで加熱したときの熱膨張率の変化から評価した。
なお、1回目の焼鈍で、焼鈍温度に加熱後は、マルテンサイト相などの硬質相を含む複合組織を形成させるためにT1℃から400℃までの温度域を平均冷却速度を1℃/s以上で冷却する必要がある。また、硬質相が過度に硬質化しないように、該平均冷却速度は30℃/s以下とする必要がある。
【００３４】
酸洗:1回目の焼鈍後は、焼鈍時に鋼板表面に濃化したSi、Mn、Pなどの元素を除去するために酸洗する必要がある。
【００３５】
2回目の焼鈍条件:焼鈍温度:(Ac1変態温度-30)℃以上、(Ac1変態温度+30)℃または前記T1℃のうち低い方の温度以下
酸洗後の鋼板は、1回目の焼鈍で形成された硬質相を軟化させて局部伸びを高め、穴拡げ性を向上させるために2回目の焼鈍を行う必要がある。このとき、Si、Mn、Pなどの元素が鋼板表面に再濃化しないように、1回目の焼鈍温度T1℃以下の温度で焼鈍する必要がある。また、図2に、表1に示す成分を有する鋼Aを用いて、2回目の焼鈍温度以外の条件は本発明範囲内として、2回目の焼鈍温度を変化させて製造した溶融亜鉛めっき鋼板の2回目の焼鈍温度と引張強度TSおよび穴拡げ率λとの関係を示したが、2回目の焼鈍温度が(Ac1変態温度-30)℃以上(Ac1変態温度+30)℃以下の範囲で100%以上のλが得られることがわかる。2回目の焼鈍温度が(Ac1変態温度-30)℃未満では硬質相の軟化が不十分で局部伸びが低く、(Ac1変態温度+30)℃を超えると新たに硬質相が増えて硬化し過ぎて強度・延性のバランスが悪化する。
なお、2回目の焼鈍温度の上限は、Si、Mn、Pなどの元素の表面濃化の観点からは1回目の焼鈍温度T1℃以下に、穴拡げ性の観点からは(Ac1変態温度+30)℃以下にする必要があるので、どちらか低い方の温度以下にする必要がある。
【００３６】
溶融亜鉛めっき処理:2回目の焼鈍後の鋼板は、引き続き溶融亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっき層が形成される。また、さらに合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。このとき、めっき浴から出た後あるいは合金化処理炉から出た後の冷却は、300℃までの平均冷却速度が5℃/s以上になるような条件で行うことが好ましい。
なお、上記2回目の焼鈍および溶融亜鉛めっき処理あるいはさらに合金化処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて連続して行うことが好ましく、また、2回目の焼鈍の前に行う1回目の焼鈍後の酸洗も連続溶融亜鉛めっきライン内に設置される酸洗設備にて行うことが、生産効率の上から好ましい。
【００３７】
このようにして製造された溶融亜鉛めっき鋼板には、形状矯正、表面粗度調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は合計で0.2〜15%の範囲内であることが好ましい。これは、0.2%未満では、形状矯正や表面粗度調整の目的が達成できないおそれがあり、15％を超えると顕著な延性低下をもたらすためである。なお、調質圧延とレベラー加工では加工形式が相違するが、その効果は両者で大きな差がないことを確認している。また、調質圧延、レベラー加工はめっき処理後でも有効である。
【実施例１】
【００３８】
表１に示す化学成分の鋼A〜Mを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。また、A〜Mの成分組成の鋼を用い、加工フォーマスターによりAr3変態温度を求めた。なお、この際、圧下は900℃で30%とし、その後の冷却速度は5℃/sとした。さらに、A〜Mの成分組成の鋼を用い、前述の方法でA3変態温度、Ac1変態温度を求め、表1に示した。これらスラブを、表2に示す熱延条件で熱延板とした。これらの熱延板を酸洗後圧下率65%で冷間圧延して冷延板とし、連続焼鈍ラインにて表2に示す条件で1回目の焼鈍を行った。次いで、1回目の焼鈍後の鋼板を酸洗後、2回目の焼鈍を行い、溶融亜鉛めっき処理[めっき浴温度:460-480℃、侵入板温:(めっき浴温度)〜(めっき浴温度+10)℃]を施し、合金化処理(温度:480-540℃、時間:15-28s、合金化度:10%)後、伸び率0.5%の調質圧延を施して鋼板No.1〜16を作製した。なお、1回目の焼鈍後の酸洗、2回目の焼鈍後および合金化処理は連続溶融亜鉛めっきラインにて行った。そして、得られた鋼板について、上記の方法で引張特性および穴拡げ率λを、また、以下の方法でr値を測定した。
ｒ値:鋼板の圧延方向、圧延方向に対し45°方向、圧延方向に対し90°方向からJIS５号引張試験片を採取し、10%の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を測定し、JIS S 2254の規定に準拠して平均r値(平均塑性歪比)を次の式から算出し、これをr値とした。
平均r値=(r0+2r45+r90)/4
ここで、r0、r45、r90は、それぞれ圧延方向に対し0°、45°、90°方向から採取した試験片で測定した塑性歪比である。
【００３９】
結果を表2に示す。本発明例である鋼板No.1、6〜12、16、17は、いずれもTSが440MPa以上、r値が1.5以上、λが100%以上であり、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】1回目の焼鈍温度とTSおよびλとの関係を示す図である。
【図２】2回目の焼鈍温度とTSおよびλとの関係を示す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.0005〜0.04%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜3.0%、P:0.003〜0.15%、S:0.015%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.006%以下、Nb:0.003〜0.1%、Ti:0.003〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、(Ar3変態温度-50)〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、750℃以下の巻取温度で巻取り後、50%以上の圧下率で冷間圧延し、下記の式(1)を満足する焼鈍温度T1℃に加熱し、次いで前記焼鈍温度T1℃から400℃までの温度域を1〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する1回目の焼鈍を行い、酸洗後、(Ac1変態温度-30)℃以上、(Ac1変態温度+30)℃または前記T1℃のうち低い方の温度以下の焼鈍温度に加熱する2回目の焼鈍を行い、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施す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。
0.2×A3変態温度+0.8×Ac1変態温度≦T1≦0.8×A3変態温度+0.2×Ac1変態温度・・・(1)
【請求項２】
前記鋼スラブが、さらに、質量%で、Mo:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を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の製造方法。
【請求項３】
前記鋼スラブが、さらに、質量%で、B:0.01%以下を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の製造方法。
【請求項１】
質量%で、C:0.0005〜0.04%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.8〜3.0%、P:0.003〜0.15%、S:0.015%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.006%以下、Nb:0.003〜0.1%、Ti:0.003〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、(Ar3変態温度-50)〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、750℃以下の巻取温度で巻取り後、50%以上の圧下率で冷間圧延し、下記の式(1)を満足する焼鈍温度T1℃に加熱し、次いで前記焼鈍温度T1℃から400℃までの温度域を1〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する1回目の焼鈍を行い、酸洗後、(Ac1変態温度-30)℃以上、(Ac1変態温度+30)℃または前記T1℃のうち低い方の温度以下の焼鈍温度に加熱する2回目の焼鈍を行い、引き続き溶融亜鉛めっき処理を施す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。
0.2×A3変態温度+0.8×Ac1変態温度≦T1≦0.8×A3変態温度+0.2×Ac1変態温度・・・(1)
【請求項２】
前記鋼スラブが、さらに、質量%で、Mo:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を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の製造方法。
【請求項３】
前記鋼スラブが、さらに、質量%で、B:0.01%以下を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の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００７−３２１１６９（Ｐ２００７−３２１１６９Ａ）
【公開日】平成１９年１２月１３日（２００７．１２．１３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−１４９２０６（Ｐ２００６−１４９２０６）
【出願日】平成１８年５月３０日（２００６．５．３０）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年１２月１３日（２００７．１２．１３）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年５月３０日（２００６．５．３０）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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